CN108950423A

CN108950423A - 一种热轧双面搪瓷用高强钢、双面搪瓷钢及其制造方法

Info

Publication number: CN108950423A
Application number: CN201710387916.0A
Authority: CN
Inventors: 王双成; 孙全社
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2017-05-27
Filing date: 2017-05-27
Publication date: 2018-12-07
Anticipated expiration: 2037-05-27
Also published as: CN108950423B

Abstract

本发明公开了一种热轧双面搪瓷用高强钢，其化学元素质量百分比为：C：0.08～0.15％，Si：0.15～0.50％，Mn：1.2～2.5％，Al：0.006～0.08％，Cr：0.15～0.65％，Ti：0.01～0.06％，Nb：0.01～0.10％，Cu：0.10～0.35％，Mo：0.03～0.15％，V：0.02～0.10％，P≤0.03％，S≤0.006％，N≤0.006％，余量为铁和其他不可避免的杂质。相应地，本发明还公开了一种双面搪瓷钢，其由上述热轧双面搪瓷用高强钢经搪烧后获得，该双面搪瓷钢的微观组织为粒状贝氏体。此外，本发明公开了上述热轧双面搪瓷用高强钢及双面搪瓷钢的制造方法。

Description

一种热轧双面搪瓷用高强钢、双面搪瓷钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢及其制造方法，尤其涉及一种搪瓷用钢及其制造方法。

背景技术

众所周知，高强度双面搪瓷用钢板主要用于拼装罐用搪瓷钢的基板，这种搪瓷拼装罐可应用于大型水处理设施、化工设施、环保设施等领域，如城市垃圾渗液和生活污水处理、工业污水处理、淡水存储等方面的拼装罐；也可作为厌氧发酵拼装罐、搪瓷钢板沼气池、组装式搪瓷钢板粮仓拼装罐等等。拼装罐体积范围较大，从几十立方到几万立方均有。

拼装罐用搪瓷钢板的加工工艺主要包括：首先将钢板进行一定弧度的弯折，再经酸洗或喷丸处理清除钢板表面氧化铁皮、锈斑等；然后采用湿法底釉和烧成，底釉的烧成温度一般为850～890℃，烧成温度及保温时间根据钢板厚度进行调整；底釉搪瓷后再进行一次湿法面釉和烧成，面釉的烧成温度一般为800～850℃，面釉烧成温度及保温时间也需根据钢板厚度进行调整。

作为这类用途的钢板首先必须具有良好涂搪适应性，主要是指钢板经双面搪瓷后不出现鳞爆缺陷；同时，需要钢板在经过两次高温(800～890℃)搪烧后仍具有较高的屈服强度，以满足作为大型结构件的使用安全需要。

钢板经搪瓷后产生鳞爆缺陷主要是由氢造成的，氢主要是在酸洗(金属溶解于酸中产生氢)和搪烧(粘土中含的结晶水与金属反应生成氢)过程中进入钢板的。钢板经双面搪瓷后较单面搪瓷更容易发生鳞爆，原因在于，双面搪瓷后钢板中贮存的氢更难逸出，当搪瓷制品在空气中冷却直到瓷釉凝固时，氢来不及逸出而在钢板中达到过饱和状态，进而形成一定压力，当压力增大一定的临界值，便造成鳞爆缺陷。所以，除了改进搪瓷工艺外，需要改善钢板本身的贮氢性能。如果钢板贮氢能力强，氢在钢板中的扩散就慢，在相同的搪瓷工艺下进入钢板中的氢就少,并且搪瓷结束后钢板容纳氢的能力也强，这将有利于防止搪瓷制品的鳞爆。钢中的晶界、位错、空穴、夹杂物和析出相等都是良好的贮氢陷阱，因此对于搪瓷钢，需要针对不同的搪瓷用途，调整钢的成分和生产工艺，以保证钢中有足够的贮氢陷阱，实现良好的抗鳞爆性能。

对于这种用途钢板经搪烧后屈服强度的要求，业内主要参考拼装罐制造时对罐体结构安全的强度要求，即当静拉伸应力起控制作用的情况下，罐体壳体厚度由罐子的包含物所引起的应力计算，可由以下公式得出：

公式中，t表示拼装罐壳体钢板的计算厚度(mm)；H表示液体从顶部最高液位到壳体某层钢板底部的设计高度(mm)；D表示罐体的直径(mm)；S表示螺栓的列到列之间的垂直距离(mm)；ρ表示储液密度(kg/m³)；R_el表示搪瓷钢板的屈服强度(kg/m³)；d表示表螺栓孔直径(mm)；γ代表分项系数。

根据这一计算公式可知，当拼装罐壳体钢板厚度固定的情况下，钢板屈服强度与罐体内溶液液位高度、罐体直径呈正比关系，即钢板屈服强度越高，可设计罐体直径越大、越高。而当其它条件一定的情况下，钢板的屈服强度与钢板厚度呈反比关系，即钢板屈服强度提高时，其厚度可以适当减薄，从而降低制造成本、节约资源。考虑到拼装罐在拼装施工时的便利性及拼装时的设计要求，在拼装罐行业内，钢板最大厚度一般控制在13mm以内。

目前现有的关于热轧双面搪瓷用钢的专利文献报道，其成份上普遍采用较低的S、N元素，并控制Ti与C元素比例，形成细小弥散的TiC析出相作为贮氢陷阱，实现双面搪瓷后钢板的抗鳞爆性能，同时依赖第二相强化及细晶强化的作用，实现搪烧后较高的强度性能。但这类钢板经高温(800～890℃)搪烧时，TiC析出相会随着搪烧温度的升高及保温时间的延长而发生不同程度的聚集长大，从而原有的第二相强化效果显著降低，导致钢板强度大幅下降，通常仅能达到280MPa以上，无法满足大容积拼装罐的结构安全需要。例如：公开号为CN1966753，公开日为2007年5月23日，名称为“一种热轧双面搪瓷用钢板及其制造方法”的中国专利文献公开了一种热轧双面搪瓷用钢，其搪瓷后的Rel达到285～440N/mm²。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种热轧双面搪瓷用高强钢，其本身具有较高的屈服强度和抗拉强度，且制成的钢板经高温搪烧处理后依然具有优良的力学性能表现。此外，该热轧双面搪瓷用高强钢具备良好的双面涂搪性能及优良的抗鳞爆性能。

为了实现上述目的，本发明提出了一种热轧双面搪瓷用高强钢，其化学元素质量百分比为：

C：0.08～0.15％，Si：0.15～0.50％，Mn：1.2～2.5％，Al：0.006～0.08％，Cr：0.15～0.65％，Ti：0.01～0.06％，Nb：0.01～0.10％，Cu：0.10～0.35％，Mo：0.03～0.15％，V：0.02～0.10％，P≤0.03％，S≤0.006％，N≤0.006％，余量为铁和其他不可避免的杂质。

本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢中各化学元素设计原理如下所述：

C：适量的碳元素可以使钢的基体组织中生成适当比例的珠光体组织，是保证钢板经高温搪烧后在空冷的条件下即可发生贝氏体转变的重要条件。另外，碳与钛、铌、钒合金元素分别生成碳、氮化物Ti(C、N)、Nb(C、N)、V(C、N)或复合碳化物(Ti、Nb、V)C等第二相粒子，弥散分布在钢板的基体组织中，可以作为不可逆的贮氢陷阱，避免搪瓷后鳞爆缺陷的发生。但过高的碳含量也带来不利的影响，本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢制成搪瓷钢钢板时，经高温底釉搪烧并空冷后，微观组织将转变为粒状贝氏体，当再进行面釉搪烧加热处理时又发生奥氏体相变，会因为不同组织的比容差异而导致钢板体积收缩，且体积效应⊿V随碳含量增加而线性增加。钢板这种体积收缩将导致涂覆的瓷釉层受到拉应力而产生橘皮皱缺陷，严重影响搪瓷钢表面质量。此外，过高碳含量还会降低钢板在搪瓷烧结过程中的稳定性，特别是在搪烧的后阶段仍生成大量的CO、CO₂气体，导致瓷釉冷却凝固后在釉层中形成不良的气泡结构，影响搪瓷制品的质量及使用寿命。因此，本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢将碳的质量百分比限定在0.08～0.15％。

Si：硅元素可以溶入铁素体起到固溶强化的作用，另外，适量的硅可以使过冷奥氏体不易发生珠光体转变，而是在较低温度下形成粒状贝氏体。硅还可以提高本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢制成钢板在高温搪烧时的抗软化变形能力，减轻钢板经搪烧后的变形现象。但当硅的质量百分比高于0.5％时，钢的塑性变差，同时还会使钢板表面的活性变差，影响其与瓷釉间的密着性能。因此，本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢将硅的质量百分比限定在0.15～0.50％。

Mn：锰可以使C曲线右移，降低临界冷却速度，本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢制成钢板时经高温搪烧后空冷时发生贝氏体转变有较大的促进作用，且成本低廉，是获得搪烧后高强度的最主要也是最经济的元素。因此，本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢将锰的质量百分比控制在1.2～2.5％。

Al：在本发明所述的技术方案中，铝主要作为强脱氧元素。另外，铝可以形成稳定弥散的AlN颗粒，有效细化奥氏体晶粒，但质量百分比过高的铝对钢的韧性有害，也不利于涂搪质量。因此，本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢将铝的质量百分比限定在0.006～0.08％。

Cr：铬在奥氏体中扩散速度比较小，加之阻碍碳的扩散，因而可提高奥氏体的稳定性，使C曲线右移，可以明显降低临界冷却速度，有效地抑制奥氏体向铁素体、珠光体的转变，促进贝氏体/马氏体相变的发生。铬不是与碳结合能力很强的碳化物形成元素，当铬的质量百分比少时(5％以下)，多形成合金渗碳体(Fe、Cr)₃C。另外，铬也可以溶入铁素体，产生固溶强化，提高铁素体基体的强度。因此，本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢将铬的质量百分比限定在0.15～0.65％。

Ti：钛是强碳、氮化物形成元素，可以与钢液中的碳和氮形成高熔点的Ti(C、N)，先于母体析出，可作为结晶时的异质核心，提高形核率，从而细化原始奥氏体晶粒。同时，还将与Nb、V复合析出(Ti、Nb、V)C第二相粒子，这些析出相可作为钢中不可逆的贮氢陷阱，有效的提高钢板抗鳞爆性能。但是，质量百分比过高的Ti元素会消耗掉C元素，不利于高温搪烧后贝氏体相变的发生。因此，在本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢将钛的质量百分比限定在0.01～0.06％。

Nb、V：铌和钒都是强碳、氮化物形成元素，可以单独析出Nb(C、N)、V(C、N)第二相粒子，还可以与Ti复合析出(Ti、Nb、V)C，作为不可逆贮氢陷阱起到抗搪瓷鳞爆的作用。另外，铌和钒也能起到析出强化作用，铌强化效果高于Ti和V。此外，铌和钒都是有效的细化晶粒的微合金化元素，适量添加铌元素，在轧制过程中不会发生再结晶，这样得到的伸长的奥氏体晶粒由于形核的晶界及亚晶界面积增加，就能相变成细小的晶粒，达到细晶强化的作用。铌和钒都是较贵重的合金元素，过量添加会增加钢种成本。因此，在本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢将铌和钒的质量百分比分别限定在Nb：0.01～0.10％、V：0.02～0.10％。

Cu：铜作为合金元素，可以提高钢的强度，同时，适量的铜元素添加有利于表面沉积，进而提高钢板与瓷釉间的密着性能。因而，在本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢将铜的质量百分比限定在0.10～0.35％。

Mo：钼可固溶于铁素体、奥氏体和碳化物中，有固溶强化作用，同时还能提高碳化物的稳定性，减小因高温搪烧而导致的碳化物析出相粗化现象，从而提高钢的强度。另外，适量的钼元素可以促进钢板经高温搪烧后空冷条件下发生贝氏体/马氏体相变，从而使得本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢搪后具有高强度性能。然而，质量百分比过高的钼成本较高，因此，本发明所述的钼元素的质量百分比限定在0.03～0.15％。

进一步地，在本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢中，各相关元素还满足下述公式：

0.05≤C-(Ti-3.43×N-1.5×S)/4-Nb/7.75-V/4.25≤0.12；其中C、Ti、N、S、Nb和V分别表示相应元素的质量百分比的数值，例如，当C的质量百分比为0.11％时，其代入式中的数值为0.11。

这是因为，满足此关系式时，确保了钢中的碳元素一部分以各种碳化物形式析出后，剩余的碳能稳定在适当的范围内。在本发明所述的技术方案中，较高的碳含量能使钢中固溶碳过饱和后达到一定条件时形成足够高比例的珠光体组织(例如，25～50％)，相应的，在高温搪烧并空冷后珠光体中的碳化物转变为贝氏体碳化物组织的量也就足够高，这相较于现有技术的钢板的微观组织为珠光体而言，大大提高钢板经高温搪烧后的强度性能。但另一方面，因钢板经高温底釉搪烧并空冷后，微观组织转变为粒状贝氏体，当再进行面釉搪烧加热处理时又发生奥氏体相变，此时会因为不同组织的比容差异而导致钢板体积收缩，且体积效应⊿V随碳含量增加而线性增加。钢板这种体积收缩将导致涂覆的瓷釉层受到拉应力而产生橘皮皱缺陷，严重影响搪瓷钢表面质量。本案发明人通过研究发现，当钢中的碳的质量百分比满足此关系时，热轧双面搪瓷用高强钢的性能表现优异。

(Si+Mn)×Cr>0.5；其中，Si、Mn和Cr分别表示相应元素的质量百分比的数值，例如，当Si的质量百分比为0.38％时，其代入式中的数值为0.38。

发明人经过研究发现，Si、Mn、Cr元素都可以降低临界冷却速度，提高钢的淬透性，而通过上述关系式将Si、Mn、Cr的质量百分比进行进一步限定，从而保证钢板高温搪烧后，在空冷速度下就能够发生贝氏体相变的重要条件。同时在合金元素第二相析出强化等的共同作用下，最终实现钢板经搪烧处理后仍能达到400MPa屈服强度级别。

0.7125N+3.125S+6.25Ti+5.65Nb+6.15V≥0.45；其中N、S、Ti、Nb和V分别表示相应元素的质量百分比的数值，例如，当Ti的质量百分比为0.034％时，其代入式中的数值为0.034。

在本发明所述的技术方案中，由于Ti、Nb、V等强碳化物形成元素的存在，在钢中的析出相主要会以Ti(C、N)、Nb(C、N)、V(C、N)，以及复合析出相(Ti、Nb、V)C等形式存在，它们是钢中主要的不可逆的贮氢陷阱。发明人研究发现当Ti、Nb、V元素的质量百分比满足此关系式，是保证钢板经双面搪瓷后不发生鳞爆的重要条件。

此外，采用本发明所述的技术方案使得钢经高温搪烧后，其基体组织中弥散分布着大量球形或方形的Ti(C、N)、Nb(C、N)、V(C、N)析出相，尺寸集中在5～30nm，以及复合析出相(Ti、Nb、V)C，尺寸集中在50～250nm，从而使得本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢的强度高，表面质量好，双面搪瓷后不发生鳞爆。

进一步地，在本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢中，还具有下述元素的至少其中之一：B：0.001～0.005％；Ni：0.10～0.35％。

B：在本发明所述的技术方案中，钢添加适量的硼可以降低钢的临界冷却速度，同时，处于固溶状态的铌与硼还具有一定的复合作用，可以有效地抑制奥氏体向铁素体、珠光体的转变，促进贝氏体/马氏体转变的发生。因而，优选地本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢对硼的质量百分比限定在0.001～0.005％。

Ni：在本发明所述的技术方案中，Ni可以强化铁素体，同时，由于镍可以降低珠光体转变温度，从而使珠光体细化；另外，镍降低共析点的含碳量，因而和相同碳含量的碳素钢比，其珠光体数量较多，因此，镍元素的添加可以提高钢的强度，尤其是屈服强度；同时，适量的镍元素还能阻止氢在钢中的扩散速度，从而减小鳞爆缺陷的发生趋势。但质量百分比过高的镍不利于钢板与瓷釉间的密着性能。因而，优选地本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢对镍的质量百分比限定在0.10～0.35％。

进一步地，在本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢中，其微观组织为铁素体+珠光体，其中，珠光体的相比例为25～50％。

进一步地，在本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢中，其屈服强度为550～625MPa，抗拉强度为780～900MPa。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种双面搪瓷钢，其在保证较好的搪瓷烧制表面质量的同时具有较高的力学性能。

为了实现上述目的，本发明提出了一种双面搪瓷钢，其由上述的热轧双面搪瓷用高强钢经搪烧后获得，所述双面搪瓷钢的微观组织为粒状贝氏体。相较于现有技术的钢板的微观组织为珠光体而言，所述的双面搪瓷钢的微观组织为粒状贝氏体，因而其经高温搪烧后的强度性能表现较高。

进一步地，在本发明所述的双面搪瓷钢中，其屈服强度为450～495MPa，抗拉强度达800～940MPa。

另外，本发明的又一目的在于提供一种热轧双面搪瓷用高强钢的制造方法，通过该制造方法所获得的钢强度高、且具备良好的双面涂搪性能及优良的抗鳞爆性能。

为了实现上述目的，本发明提出了上述的热轧双面搪瓷用高强钢的制造方法，包括步骤：

(1)冶炼和真空脱气；

(2)铸造；

(3)热轧；

(4)层流冷却；

(5)卷取。

需要说明的是，在本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢的制造方法中，步骤(1)冶炼和真空脱气，是为了确保钢液的具体成份要求，除去钢中氢气等有害气体，并加入锰、钛、铌等必要的合金元素，通过锰元素来提高钢板的强度，通过钛、铌元素来细化原始奥氏体晶粒度，同时进行合金元素的调整。

此外，在本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢的制造方法的步骤(2)铸造中，其可以采用连铸或模铸的方式，保证铸坯内部成份均匀和表面质量良好。在一些其他实施方式中，也可以采用模铸的方式，模铸的钢锭还需经初轧机轧制成钢坯；

另外，在本发明所述的技术方案中，采用层流冷却，在冷却过程中，钛、铌、钒会以化合物的形式析出，呈细小弥散状态均匀分部在钢基体中。同时，通过控制冷却，使得钢中的铁素体组织得到细化，进一步提高钢板的性能。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(3)中，加热到1100～1250℃后，在奥氏体再结晶温度和未再结晶温度范围进行多道次的轧制，控制总压下率不低于60％，终轧温度为800～870℃。

这是因为，在本发明所述的技术方案中，将步骤(2)铸造后所得的钢坯于1100～1250℃加热后，一方面可以获得均匀的奥氏体组织，另一方面可以使钛的化合物部份溶解，有利于在接下来的工序中重新析出并形成细小弥散的含钛析出相。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(4)中，进行冷却速度为7～25℃/s的水冷。这是因为：采用通过7～25℃/s的冷却速度水冷至卷取温度，然后空冷至室温，一方面可以提高钢板的强度，另一方面可以提高钢板的抗鳞爆性能。而冷速过高还不利于含钛的析出相充分析出。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(5)中，控制卷取温度为550～680℃。将这一温度区间作为卷取温度，有利于获得适当尺寸的析出相及并均匀分布于钢基体中，对于提高钢板强度，提高钢板贮氢性能非常重要。

另外，本发明的目的还在于提供一种双面搪瓷钢的制造方法，采用该制造方法获得的双面搪瓷钢，其屈服强度能够达到450～495MPa，满足几万甚至十万立方米以上大容积污水处理罐、沼气发酵罐、淡水存储罐等搪瓷钢拼装型储罐结构安全的需要。

为了实现上述目的，本发明提出了一种上述双面搪瓷钢的制造方法，对上述的热轧双面搪瓷用高强钢进行850～890℃底釉搪烧，800～850℃面釉搪烧，然后空冷，获得双面搪瓷钢。

本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢结合适当的化学质量配比以及工艺参数尤其是控轧及层流冷却控制工艺，最终获得细小的铁素体+珠光体组织，及弥散分布于基体组织中的Ti、Nb、V元素的碳、氮化物析出相及(Ti、Nb、V)C复合析出相，从而使钢板具备了优异的双面搪瓷抗鳞爆性能。

引入了相变强化机制，使获得的热轧双面搪瓷用高强钢经高温搪烧后形成双面搪瓷钢，其微观组织由铁素体+珠光体，转变为粒状贝氏体组织。从而使搪瓷后服役状态钢板的屈服强度达到400MPa级别。满足了几万立方米以上大容积污水处理罐、沼气发酵罐、淡水存储罐等搪瓷钢拼装型储罐结构安全的需要。

附图说明

图1为实施例1的热轧双面搪瓷用高强钢的微观组织的扫描电镜照片。

图2为实施例1的热轧双面搪瓷用高强钢制成双面搪瓷钢后的微观组织的扫描电镜照片。

图3为实施例1的热轧双面搪瓷用高强钢制成双面搪瓷钢后的微观组织中Ti、Nb、V的碳、氮化物析出相的透射电镜照片。

图4为实施例1的热轧双面搪瓷用高强钢制成双面搪瓷钢后的微观组织中Ti、Nb、V的复合析出相的透射电镜照片。

具体实施方式

下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的热轧双面搪瓷用高强钢、双面搪瓷钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-7及对比例1

表1列出了实施例1-7的热轧双面搪瓷用高强钢以及对比例1的常规钢中各化学元素质量百分比。

表1.(wt％，余量为Fe和其他除了P、S、N以外的不可避免的杂质)

注：M*＝C-(Ti-3.43×N-1.5×S)/4-Nb/7.75-V/4.25；N*＝0.7125N+3.125S+6.25Ti+5.65Nb+6.15V；L*＝(Si+Mn)×Cr，其中，M*、N*以及L*公式中的C、Ti、N、S、Nb、V、Si、Mn以及Cr分别表示相应元素质量百分比的数值。

实施例1-7的热轧双面搪瓷用高强钢以及对比例1的常规钢的制造方法采用以下步骤制得：

(1)按照表1所列的各化学元素配比进行冶炼和真空脱气；

(2)铸造；

(3)热轧：加热到1100～1250℃后，在奥氏体再结晶温度和未再结晶温度范围进行多道次的轧制，控制总压下率不低于60％，终轧温度为800～870℃；

(4)层流冷却：进行冷却速度为7～25℃/s的水冷；

(5)卷取：控制卷取温度550～680℃。

表2列出了实施例1-7的热轧双面搪瓷用高强钢以及对比例1的常规钢的制造方法的具体工艺参数。

表2.

将上述的实施例1-7的热轧双面搪瓷用高强钢以及对比例1的常规钢进行850～890℃底釉搪烧，800～850℃面釉搪烧，然后空冷获得实施例1-7的双面搪瓷钢以及对比例1的常规搪瓷钢。

表3列出了实施例1-7的双面搪瓷钢以及对比例1的常规搪瓷钢的制造方法中的具体工艺参数。

表3.

对实施例1-7的双面搪瓷钢以及对比例1的常规搪瓷钢的力学性能和涂搪性能进行测试，测试结果列于表4中。

表4.

密着性能*：密着性能测试采用液压压头装置对搪瓷钢板进行顶压变形实验测得。

由表4可以看出，并结合表1-3可以看出，实施例1-7的热轧双面搪瓷用高强钢采用本发明所述的化学元素质量百分比和工艺参数，因而其厚度范围在6～13mm之间，屈服强度在550～625MPa，抗拉强度在780～900MPa，也就是说其搪瓷前力学性能表现优异；而将实施例1-7的热轧双面搪瓷用高强钢经800～890℃温度范围内两次高温搪烧后获得的双面搪瓷钢，其屈服强度达452～495MPa，抗拉强度在802～940MPa。经180°冷弯实验(d＝1.5a)，钢板均无开裂现象。最终获得的双面搪瓷钢经48小时以后观察表面，双面均无鳞爆现象发生；经液压压头装置顶压变形实验，钢板与瓷层之间密着性能优良，完全满足用户使用要求，说明实施例1-7的热轧双面搪瓷用高强钢制成的双面搪瓷钢在保持较高的力学性能的同时，其涂搪性能优良。而对比例1的常规钢经高温搪烧后获得的常规搪瓷钢，其屈服强度仅能达到396MPa；同时，搪瓷后表面出现严重的橘皮皱缺陷，不能满足用户使用要求。

图1为实施例1的热轧双面搪瓷用高强钢的微观组织的扫描电镜照片。由图1可以看出，实施例1的热轧双面搪瓷用高强钢的微观组织为铁素体+珠光体，其珠光体相比例为39％。

图2为实施例1的热轧双面搪瓷用高强钢制成双面搪瓷钢后的微观组织的扫描电镜照片。如图2所示，实施例1的热轧双面搪瓷用高强钢经搪烧后制成双面搪瓷钢后，其微观组织转变为粒状贝氏体组织。

图4为实施例1的热轧双面搪瓷用高强钢制成双面搪瓷钢后的微观组织中Ti、Nb、V的复合析出相的投射电镜照片。

结合图3和图4可以看出，实施例1的热轧双面搪瓷用高强钢制成双面搪瓷钢后，其钢板基体中弥散分布着Ti(C、N)、Nb(C、N)、V(C、N)析出相，以及复合析出相(Ti、Nb、V)C，其中，Ti(C、N)、Nb(C、N)、V(C、N)析出相呈大量球形或方形，尺寸集中在5～30nm，复合析出相(Ti、Nb、V)C，尺寸集中在50～250nm。

需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims

1.一种热轧双面搪瓷用高强钢，其特征在于，其化学元素质量百分比为：

2.如权利要求1所述的热轧双面搪瓷用高强钢，其特征在于，各相关元素还满足下述公式：

0.05≤C-(Ti-3.43×N-1.5×S)/4-Nb/7.75-V/4.25≤0.12；其中C、Ti、N、S、Nb和V分别表示相应元素质量百分比的数值。

3.如权利要求1所述的热轧双面搪瓷用高强钢，其特征在于，各相关元素还满足下述公式：

(Si+Mn)×Cr>0.5；其中，Si、Mn和Cr分别表示相应元素质量百分比的数值。

4.如权利要求1所述的热轧双面搪瓷用高强钢，其特征在于，各相关元素还满足下述公式：

0.7125N+3.125S+6.25Ti+5.65Nb+6.15V≥0.45；其中N、S、Ti、Nb和V分别表示相应元素质量百分比的数值。

5.如权利要求1所述的热轧双面搪瓷用高强钢，其特征在于，还可以加入下述元素的至少其中之一：B：0.001～0.005％；Ni：0.10～0.35％。

6.如权利要求1所述的热轧双面搪瓷用高强钢，其特征在于，其微观组织为铁素体+珠光体，其中，珠光体的相比例为25～50％。

7.如权利要求1所述的热轧双面搪瓷用高强钢，其特征在于，其屈服强度为550～625MPa，抗拉强度为780～900MPa。

8.一种双面搪瓷钢，其由如权利要求1-7中任意一项所述的热轧双面搪瓷用高强钢经搪烧后获得，所述双面搪瓷钢的微观组织为粒状贝氏体。

9.如权利要求8所述的双面搪瓷钢，其特征在于，其屈服强度为450～495MPa，抗拉强度达800～940MPa。

10.如权利要求1-7中任意一项所述的热轧双面搪瓷用高强钢的制造方法，其特征在于，包括步骤：

(1)冶炼和真空脱气；

(2)铸造；

(3)热轧；

(4)层流冷却；

(5)卷取。

11.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，加热到1100～1250℃后，在奥氏体再结晶温度和未再结晶温度范围进行多道次的轧制，控制总压下率不低于60％，终轧温度为800～870℃。

12.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(4)中，进行冷却速度为7～25℃/s的水冷。

13.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(5)中，控制卷取温度为550～680℃。

14.如权利要求8或9所述的双面搪瓷钢的制造方法，其特征在于，对如权利要求1-7中任意一项所述的热轧双面搪瓷用高强钢进行850～890℃底釉搪烧，800～850℃面釉搪烧，然后空冷，获得双面搪瓷钢。