CN110777301B - 一种冷轧搪瓷钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种冷轧搪瓷钢，其化学元素质量百分含量配比为：C：0.025‑0.055％，Si≤0.03％，Mn：0.1‑0.6％，P：0.01‑0.03％，S：0.002‑0.02％，Al：0.008‑0.05％，N：0.002‑0.008％，Cu：0.02‑0.05％，Cr：0.02‑0.08％，Ti：0.005‑0.03％，O≤0.008％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。本发明还公开了一种上述冷轧搪瓷钢的制造方法，其包括步骤：(1)经过冶炼、精炼和连铸，制得铸坯；(2)热轧；(3)酸洗；(4)冷轧；(5)连续退火：其中均热温度为760‑800℃，均热时间为100‑200s，过时效段温度为300‑400℃，时间为200‑300s；(6)平整。

Description

一种冷轧搪瓷钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种搪瓷钢及其制造方法，尤其涉及一种冷轧搪瓷钢及其制造方法。

背景技术

近年来二段式热水器搪瓷内胆得到快速发展，其制作流程通常为：试验料经过冲压形成左右两个圆桶，圆桶端部需预热后进行冲孔；经过环缝焊接将左右两个圆桶焊接为一个内胆；采用包括脱脂、酸洗、中和等步骤的前处理工艺去除腔体内表面的油脂、氧化铁皮和锈蚀等；经过湿法涂搪、干燥，最后在高温炉内进行烧结固化。二段式热水器搪瓷内胆的生产工艺十分复杂，内胆的质量很大程度上决定热水器的使用寿命，因此市场上对二段式热水器内胆用搪瓷钢提出了更高的要求：

(1)二段式热水器内胆作为承压容器，要求有足够的打压性能。若二段式热水器内胆用搪瓷钢的屈服强度较低，则很容易造成内胆的变形。由于钢板基体与表面瓷釉层的弹性不同，钢板表面的瓷釉层被拉裂而发生脱落，钢板与水直接接触后容易发生锈蚀，大大降低了内胆的使用寿命，因此，要求二段式热水器内胆用搪瓷钢具有较高的屈服强度，特别是搪烧后仍具有较高的屈服强度。

(2)二段式热水器内胆在搪瓷之前要进行前处理，通常包括脱脂、酸洗、中和，前处理的充分与否，直接影响搪瓷制品的质量。酸洗不仅可以去除钢板表面的锈蚀、油污等阻碍搪瓷密着的因素，还可以增加钢板表面的粗糙度，对提高搪瓷密着有利。由于用户基于环保的压力，将酸洗工艺进行了更改，由强酸(硫酸)浸泡式酸洗改为弱酸(草酸+柠檬酸)喷淋式，而弱酸酸洗后的产物残留在钢板表面不易脱落，会对搪瓷密着产生不良影响。因此，要求二段式热水器内胆用搪瓷钢能够适应弱酸酸洗的前处理工艺。

现有技术中，公开号为CN102199726A，公开日为2011年9月28日，名称为“热水器内胆用高强度冷轧钢板及其连续退火工艺”的中国专利文献，公开了采用连续退火的方式，通过细晶强化、析出强化和固溶强化，得到一种热水器内胆用高强度冷轧钢板。然而其采用Nb、Ti复合微合金化，合金成本较高，此外所生产的钢板屈服强度≥380MPa，延伸率≥20％。

公开号为CN101684532A，公开日为2010年3月31日，名称为“一种冷轧热水器用搪瓷钢及生产方法”的中国专利文献公开了一种冷轧热水器用搪瓷钢及生产方法，其搪瓷钢主要成分要求是(按质量分数，wt％)：C：0.01-0.08％，Si≤0.03％，Mn：0.10-0.60％，P：≤0.02％，S：0.003-0.02％，N：0.001-0.006％，Als：≤0.04％，Ti：0.02-0.12％，其余为铁及不可避免的杂质。然而，该搪瓷钢成分中的Ti元素含量过高，易在高温时析出大量的TiO₂颗粒，阻碍瓷釉层与金属之间的离子交换，对搪瓷后的密着性能不利。

此外，为了降低成本，二段式热水器内胆用搪瓷钢向着薄规格发展，有些用户甚至提出了减薄至1.2mm的需求。在此情况下，若采用热轧板或酸洗板作为基板，生产的难点在于温度控制，钢板轧薄时，温降特别快，难以保证精确的热轧终轧温度，导致终轧时进入奥氏体+铁素体两相区轧制，最终得到混晶组织，降低钢板的成材率。因此，相对于热轧搪瓷钢来讲，在用来生产较薄厚度规格的二段式热水器内胆方面，冷轧搪瓷钢具有明显的优势。

鉴于此，期望获得一种冷轧搪瓷钢，该搪瓷钢成本低廉，并具有较高的强度和搪瓷密着性能，并且经过弱酸酸洗后仍具有较高的密着等级。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种冷轧搪瓷钢，该搪瓷钢成本低廉，具有较高的强度和搪瓷密着性能，并且经过弱酸酸洗后仍具有较高的密着等级，从而能够有效解决现有的冷轧搪瓷钢屈服强度低和搪瓷密着性差的问题，从而旨在成形、涂搪和烧结后尤其适用于二段式热水器内胆。

为了实现上述目的，本发明提出了一种冷轧搪瓷钢，其化学元素质量百分含量配比为：

C：0.025-0.055％，Si≤0.03％，Mn：0.1-0.6％，P：0.01-0.03％，S：0.002-0.02％，Al：0.008-0.05％，N：0.002-0.008％，Cu：0.02-0.05％，Cr：0.02-0.08％，Ti：0.005-0.03％，O≤0.008％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。

需要说明的是，本发明涉及的搪瓷钢是指尚未经过搪烧，不具有搪瓷层的钢基板。

本发明所述的冷轧搪瓷钢中的各化学元素的设计原理为：

碳：C在钢中是一种最基本的强化元素，使钢材的强度上升，塑性下降。对于冲压用钢来讲，需要的是较低的屈服强度和较高的断裂延伸率。如果C的含量较高，在钢中会形成大量的Fe₃C，一方面，在冷轧变形过程中被碾碎，可以作为有效的“氢陷阱”，提高钢板的抗鳞爆性能；另一方面，Fe₃C高温搪烧时不稳定，易与水汽反应生成CO、CO₂、H₂气体，引起针孔和鳞爆缺陷。因此，综合考虑钢板的成形性、抗鳞爆性能、抗针孔性能，本发明将冷轧搪瓷钢中的C含量限定在0.025-0.055％。

硅：Si能溶于铁素体中提高钢的硬度和强度。Si属于活性元素，高温时，会在钢的表面形成一层SiO₂薄膜，阻碍瓷釉对钢的浸润和渗透，减弱瓷釉与金属之间的界面化学反应，从而影响搪瓷制品的密着性能。此外，Si的含量过高，使得钢板在酸洗过程中对氢的吸附作用加速，导致制品容易出现鳞爆问题。因此，本发明将冷轧搪瓷钢中的Si含量限定在Si≤0.03％。

锰：Mn也是一种常见的强化元素，在钢中起到固溶强化的作用。Mn可以起到脱氧的作用，消除钢中的FeO。Mn还是一种良好的脱硫剂，Mn与S形成熔点较高的MnS，既可防止FeS导致的热脆现象，又可以作为“氢陷阱”而提高钢的抗鳞爆性能。此外，Mn的过量添加会降低搪瓷钢的密着性能，容易产生气泡缺陷。为了保证钢板的强度和搪瓷密着性能，本发明将冷轧搪瓷钢中的Mn的含量限定在0.1-0.6％。

磷：在搪瓷之前的前处理(酸洗)过程中P能增加酸洗速度，这是因为P≥0.01％时，易于在晶界发生偏析，形成FeP化合物，由于晶界与基体的电势不同，在酸洗的过程中，此化合物将形成局部电池，导致酸洗速度的局部增加，钢板可获得较粗糙的表面，有利于搪瓷密着性能的提高。P含量过高，将导致酸洗残渣的大量沉积，残渣来不及脱落而附着在钢板表面，导致钢板基体与搪瓷釉之间密着不良。因此，本发明将冷轧搪瓷钢中的P的含量限定在0.01-0.03％。

硫：S是在钢的冶炼过程不可避免的杂质元素。S在钢中以FeS的形式存在时，会引发钢的热脆现象，因此，要对S含量进行控制。一般加入Mn使其生成MnS改善热脆性，但MnS是一种沿轧制方向呈长条状的夹杂物，会严重损害钢的横向成形性，通常Ti与S的亲和力强于Mn与S，因此加入Ti可以夺取MnS中的S形成TiS或者Ti₄C₂S₂，随着Ti含量的增加，MnS的量越来越少，从而可以提高钢的横向成形性。此外，S含量偏高时，在焊接过程中会产生SO₂气体，从而会在焊缝处和热影响区产生气孔和疏松，破坏焊接性能。因此，本发明中将冷轧搪瓷钢中的S含量限定在0.002-0.02％。

铝：Al是钢中常用的脱氧剂。钢中加入少量的Al能够起到细化晶粒的作用，改善钢的深冲性能，提高产品的加工性能。Al也有不利的一方面，因为铝镇静钢表面质量差，存在许多细小的网状裂纹，搪烧时缺陷处严重氧化而发生搪瓷发沸的现象。因此，本发明中将冷轧搪瓷钢中的Al的含量限定在0.008-0.05％。

氮：N一般是以固溶的形式存在，提高钢的强度，降低钢的塑性，并引起时效。为了避免固溶N引起的时效作用，通常加入Nb、V、Ti强氮化物生成元素，来固定钢中自由的N原子。因此，要严格控制N的含量，在本发明中将冷轧搪瓷钢中的N含量限定在0.002-0.008％。

铜：Cu也一种保证搪瓷密着性能的有效元素，在搪瓷之前的前处理(酸洗)过程中Cu降低酸洗速率，当Cu≥0.015％时，才能发挥其有效作用。当Cu≥0.06％时，酸洗速率降低的太明显，钢板表面无法获得合适的凹凸状态，搪瓷密着性大幅度降低。因此，本发明将冷轧搪瓷钢中Cu的含量限定在0.02-0.05％。

铬：适量的Cr元素在生产过程中可以调整钢板表面的凹凸状态，利于提高钢板基体与搪瓷釉之间的结合强度。Cr含量偏低，起不到提高搪瓷密着性的作用；Cr含量偏高，一方面，造成生产成本增加，另一方面，减缓酸洗过程的进行，不利于获得粗糙表面。因此，在本发明将冷轧搪瓷钢中Cr的含量限定在0.02-0.08％。

钛：Ti的活性很大，易和C、N、O、S等结合形成TiN、Ti₄C₂S₂、TiC、TiO₂化合物，在本发明中起到以下作用：第一，在轧制过程中，细小的TiN颗粒能够有效阻止奥氏体晶粒的长大，利于提高钢板强度，在后续的卷取或者退火过程中，析出的TiC颗粒起到析出强度的作用；第二，作为有效的“氢陷阱”，用来贮存氢原子，提高钢的抗鳞爆性能；第三，高温时，析出的TiO₂富集于钢板表面，利于搪瓷密着性能，若钛化物数量过多，钢板表面的TiO₂阻碍瓷釉层中的离子与金属铁离子的相互交换，影响密着性能。因此，在保证强度和抗鳞爆性能的前提下，应严格控制Ti的含量，本发明将冷轧搪瓷钢中的Ti的含量限定在0.005-0.03％。

氧：O是形成氧化物的必要元素，在本发明中与Si、Ti的量相关地影响密着性能，Si和Ti与O在高温结合形成SiO₂和TiO₂。如果SiO₂和TiO₂的含量较高，很容易稳定地聚集在钢板表面，影响瓷釉对钢板的浸润，阻碍瓷釉层中的离子与金属铁离子的相互扩散。O含量越高，形成化合物SiO₂和TiO₂的量也越大，对密着性能的损害作用越大，因此本发明将冷轧搪瓷钢中O含量控制在O≤0.008％。

进一步地，在本发明所述的冷轧搪瓷钢中，Cu元素和P元素质量百分含量之比Cu/P的范围为1-5。

在本发明所述的技术方案中，由于P能够提高酸洗速率，Cu能够降低酸洗速率，为了将酸洗速率控制在合适的值，以便使钢板获得合适的粗糙表面，提高搪瓷密着性能，本发明将Cu元素和P元素质量百分含量之比Cu/P限定在1-5。

进一步地，在本发明所述的冷轧搪瓷钢中，其表面粗糙度Ra为1.0-2.0μm。

在本发明所述的技术方案中，钢板表面粗糙度对搪瓷后的钢板和瓷釉层之间的密着性能有影响。控制表面粗糙度Ra在1.0-2.0μm范围内时，钢板表面形成适度的凹凸，熔融的瓷釉进入钢板表面的凹穴，以机械的方式与钢板镶嵌在一起，形成良好的密着结合力。若Ra过小，钢板与瓷釉层的界面较光滑，密着结合力较弱。反之，若Ra过大，钢板冲压时会出现磨损，影响钢板外观。

进一步地，在本发明所述的冷轧搪瓷钢中，其化学元素还满足：Ti×O×10⁴≤2，并且Si×(O-2/3Ti)×10⁴≤1.5。

在本发明所述的技术方案中，Si和Ti均属于活性元素，在高温时易与O结合形成SiO₂和TiO₂，化合物的形成温度越高，其性能越稳定，Ti、Si、O之间的协同关系有助于在钢中形成适量的化合物，这些化合物直接影响搪瓷密着性能。当Ti和O满足Ti×O×10⁴≤2时，适量的TiO₂富集于钢板表面，使得中间密着层有了明显的加宽，利于搪瓷密着性能，若Ti和O不满足此约束条件，过量的TiO₂则会阻碍搪瓷层与金属基体之间的化学反应，从而损害搪瓷密着性能。同时，若Ti、Si、O不满足Si×(O-2/3Ti)×10⁴≤1.5，过量的SiO₂在钢板表面形成一层薄膜，影响搪瓷密着性能。因此，本发明所述的冷轧搪瓷钢中的化学元素还满足：Ti×O×10⁴≤2，并且Si×(O-2/3Ti)×10⁴≤1.5。需要说明的是，上述关系式中的Ti、Si、O均表示其各自的质量百分数，并且代入的数值为百分号前的数值，例如，Ti的质量百分比为0.01％，Si的质量百分比为0.009％，O的质量百分比为0.004％，则代入上述关系式Ti×O×10⁴＝0.01×0.004×10⁴＝0.4，Si×(O-2/3Ti)×10⁴＝0.009×(0.004-2/3×0.01)×10⁴＝-0.24。

进一步地，在本发明所述的冷轧搪瓷钢中，其化学元素还满足下列各式的至少其中之一：

3.43N+1.5S≥Ti；

0.1≤Ti×N×10⁴≤2；

(Ti-3.43N)×S×10⁴≤4。

在本发明所述的技术方案中，由于钛化物根据生产自由能和固溶度，优先与氮元素和硫元素相结合生成TiN和Ti₄C₂S₂，当Ti过量时，才会与碳元素结合生成细小弥散的TiC颗粒。这些第二相颗粒(例如TiN和Ti₄C₂S₂颗粒)对钢的抗鳞爆性能和强度起着重要的作用。一方面，TiN和Ti₄C₂S₂本身作为不可逆陷阱对氢原子的扩散起到强烈的阻碍作用，并且冷变形使第二相颗粒与铁素体基体之间产生的微小孔洞也可以贮存氢，所以这些第二相颗粒对钢的抗鳞爆性能具有有益作用，本案发明人通过研究发现，第二相颗粒的尺寸越细小，贮氢性能越明显。另一方面，细小的TiN颗粒，能够有效阻碍奥氏体的长大，从而起到强化的作用，同样，Ti₄C₂S₂尺寸和分布状态直接影响钢的强度。因此氮元素、硫元素和钛元素之间的比例控制对本发明来说非常重要。如果冷轧搪瓷钢中的化学元素不满足下列各式的至少其中之一：3.43N+1.5S≥Ti；0.1≤Ti×N×10⁴≤2；(Ti-3.43N)×S×10⁴≤4，则会导致TiN和Ti₄C₂S₂颗粒析出过少，无法保证钢的强度和抗鳞爆性能，或者是导致TiN和Ti₄C₂S₂颗粒析出量过多且粗大，不利于提高强度。因此，本发明所述的冷轧搪瓷钢中的化学元素还满足下列各式的至少其中之一：3.43N+1.5S≥Ti；0.1≤Ti×N×10⁴≤2；(Ti-3.43N)×S×10⁴≤4。需要说明的是，上述关系式中的N、S、Ti均表示其各自的质量百分比，并且代入上述关系式的数值为百分号前的数值，例如，N的质量百分比为0.005％，S的质量百分比为0.002％，Ti的质量百分比为0.01％，则代入上述关系式3.43N+1.5S＝3.43×0.005+1.5×0.002＝0.02，Ti×N×10⁴＝0.01×0.005×10⁴＝0.5，(Ti-3.43N)×S×10⁴＝(0.01-3.43×0.005)×0.002×10⁴＝-0.143。

进一步地，在本发明所述的冷轧搪瓷钢中，其微观组织为等轴铁素体+珠光体，其中珠光体的相比例小于5％。

进一步地，在本发明所述的冷轧搪瓷钢中，其中铁素体晶粒度为9-10级。

进一步地，在本发明所述的冷轧搪瓷钢中，其屈服强度为250-290MPa，延伸率为37-42％，氢穿透时间≥6.7min。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述冷轧搪瓷钢的制造方法，通过该制造方法制得的具有较高的强度和搪瓷密着性能，并且经过弱酸酸洗后仍具有较高的密着等级，从而能够有效解决现有的冷轧搪瓷钢屈服强度低和搪瓷密着性差的问题。

为了实现上述目的，本发明提出了一种上述冷轧搪瓷钢的制造方法，其包括步骤：

(1)经过冶炼、精炼和连铸，制得铸坯；

(2)热轧；

(3)酸洗；

(4)冷轧；

(5)连续退火：其中均热温度为760-800℃，均热时间为100-200s，过时效段温度为300-400℃，时间为200-300s；

(6)平整。

在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，在一些实施方式中，可以经过铁水预处理，转炉冶炼、精炼和连铸制得铸坯。在步骤(3)中，酸洗的目的主要是去除钢板表面的氧化铁皮。此外，在步骤(5)中，采用高温快速的连续退火工艺，均热温度为760-800℃，均热时间为100-200s，过时效段温度为300-400℃，时间200-300s，以便能够均匀钢的组织，进一步得到细化的铁素体晶粒，同时使再结晶织构充分发展，提高钢的力学性能和成形性能。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，板坯加热温度为1200-1250℃，保温时间在120min以上；终轧温度为840-890℃；卷取温度为650-680℃。

在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，控制板坯加热温度控制在1200-1250℃之间，保温时间在120min以上，以保证钢坯充分奥氏体化，并且保持奥氏体晶粒的细小，以便于成品钢得到优良的组织性能。热轧终轧温度控制在840-890℃之间，确保热轧在低温奥氏体单相区完成，得到的形变奥氏体可以作为铁素体的形核点，最终得到细化的铁素体组织，同时避免热轧终轧在两相区进行而得到混晶组织。卷取温度控制在650-680℃之间，这样既能使珠光体、钛化物充分析出，提高钢板的抗鳞爆性能，又能保证钢板的成形性。此外，在一些实施方式中，可以将热轧终轧后的钢板经过空冷至卷取温度再进行卷取。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，冷轧压下率为60-70％。

在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，冷轧的压下率控制在60-70％之间，主要是考虑到冷轧压下率对退火后钢板的组织性能产生极大的影响。一方面，随着冷轧压下率的增加，成品钢的延伸率和r值(r值是评价金属深冲性能的重要参数，代表金属在厚度方向上抗减薄的能力。r值小于1，说明金属在厚度方向上易出现减薄、致裂的现象，r值大于1，说明材料能抵抗厚度方向上的减薄)会逐步提高，对冲压性能起到有利作用；另一方面，冷轧压下率越大，对氢扩散的阻碍作用越大，并且冷变形使第二相粒子(例如TiN和Ti₄C₂S₂颗粒)和基体之间形成的微小孔洞也会贮存氢，因此，冷轧压下率越大，抗鳞爆性能越好。此外，在一些实施方式中，可以通过调整冷轧工作辊辊面的粗糙度来控制带钢表面的粗糙度。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(6)中，平整延伸率为0.8-1.2％。

在本发明所述的制造方法中，在步骤(6)中，平整延伸率控制在0.8-1.2％之间，其目的主要有两个：一是改善带钢板形及成品带钢表面光洁度；二是消除材料退火后的屈服平台，避免后续机械加工时出现“吕德斯带”。

本发明所述的冷轧搪瓷钢及其制造方法与现有技术相比，具有以下有益效果：

(1)本发明通过合理的成分设计和表面粗糙度设计，使本发明所述的冷轧搪瓷钢合金加入量少，并具有良好的综合性能，其屈服强度为250-290MPa，延伸率为37-42％，氢穿透时间≥6.7min，且经过高温搪烧(840℃×8min)后，屈服强度仍在210MPa以上。此外，在弱酸处理(草酸+柠檬酸喷淋式酸洗)的条件下，本发明所述的冷轧搪瓷钢仍保持较高的酸洗减重量，表面可获得合适的凹凸状态，搪瓷后仍保持较好的密着性能。

(2)本发明通过优化的工艺设计，使本发明所述的冷轧搪瓷钢的制造方法制得的冷轧搪瓷钢具有良好的成形性和抗鳞爆性能，并且可以满足市场对于搪瓷钢减薄的需求，广泛适用于二段式热水器内胆的生产领域。

附图说明

图1为实施例1的冷轧搪瓷钢的显微组织金相图。

图2为实施例1的冷轧搪瓷钢的微观组织中的珠光体放大扫描电镜图。

图3显示了实施例1的冷轧搪瓷钢经过单面湿法搪瓷后瓷釉层和金属基体界面的形貌。

图4显示了实施例1的冷轧搪瓷钢经过单面湿法搪瓷后瓷釉层和金属基体界面处的元素分布。

图5示意了对比例2的冷轧搪瓷钢经过单面湿法搪瓷后瓷釉层和金属基体界面的形貌。

图6示意了对比例2的冷轧搪瓷钢经过单面湿法搪瓷后瓷釉层和金属基体界面处的元素分布。

具体实施方式

下面将结合说明书附图及具体的实施例对本发明所述的冷轧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1-6和对比例1-2

表1-1和表1-2列出了实施例1-6和对比例1-2的冷轧搪瓷钢中各化学元素的质量百分比。

表1-1.(wt％，余量为Fe和除S以外的不可避免的杂质)

表1-2.(wt％，余量为Fe和除S以外的不可避免的杂质)

注：Ti×O×10⁴、Si×(O-2/3Ti)×10⁴、3.43N+1.5S、Ti×N×10⁴、(Ti-3.43N)×S×10⁴中的Ti、O、Si、N、S均表示其各自的质量百分比，且代入的数值为百分号前的数值。

实施例1-6和对比例1-2的冷轧搪瓷钢采用下述步骤制得(具体工艺参数参见表2-1和表2-2)：

(1)根据表1-1和表1-2中的各化学元素质量百分比进行铁水预处理，经过转炉冶炼、精炼和连铸，制得铸坯。

(2)热轧，板坯加热温度为1200-1250℃，保温时间在120min以上；终轧温度为840-890℃；钢板经过空冷至卷取温度进行卷取，卷取温度为650-680℃。

(3)酸洗，去除钢板表面的氧化铁皮。

(4)冷轧，冷轧压下率为60-70％，通过调整冷轧工作辊辊面的粗糙度来控制带钢表面的粗糙度。

(5)连续退火：其中均热温度为760-800℃，均热时间为100-200s，过时效段温度为300-400℃，时间为200-300s。

(6)平整，平整延伸率为0.8-1.2％。

表2-1.实施例1-6和对比例1-2的冷轧搪瓷钢的制造方法的具体工艺参数

表2-2.实施例1-6和对比例1-2的冷轧搪瓷钢的制造方法的具体工艺参数

对实施例1-6和对比例1-2的冷轧搪瓷钢的纵向屈服强度、抗拉强度和延伸率进行了测试，并按照欧洲标准EN10209-2013测氢渗透的方法对实施例1-6和对比例1-2的冷轧搪瓷钢进行检测，得到换算成1mm厚的钢板所对应的氢穿透时间。此外，将实施例1-6和对比例1-2的冷轧搪瓷钢经过高温模拟搪烧(840℃×8min)后沿纵向取样，测得其屈服强度。此外，将实施例1-6和对比例1-2的冷轧搪瓷钢经过草酸+柠檬酸喷淋式酸洗后，进行单面湿法搪瓷处理，将铺满釉浆的样板放进干燥箱内进行烘干，然后在高温炉内进行烧成，烧成工艺为840℃×8min。将搪瓷后的样板空冷至室温，按照欧洲标准EN10209-2013落球冲击试验的步骤，钢球从750mm高度处冲击样板表面，检验瓷釉层与钢板的结合程度，放置72h，检验钢板的鳞爆情况。以上测试结果均列于表3中。

表3.

注：表中，A1至A4，密着性能越来越差，A1代表密着性能最好，A4代表密着性能最差。

由表3可以看出，并结合表1-1、表1-2、表2-1和表2-2，实施例1-6的冷轧搪瓷钢粗糙度Ra控制在1.0-2.0μm之间，冷轧板厚度范围在1.2-1.8mm之间，其屈服强度在250-290MP之间，延伸率在37-42％之间，氢穿透时间≥25min，并且经过模拟搪烧后，钢板的屈服强度保持在230MPa以上。此外，在弱酸前处理的条件下，搪瓷密着等级为A1级。由此说明，本发明所述的冷轧搪瓷钢不仅具有良好的成形性、优良的抗鳞爆性能和密着性能，并且模拟搪烧之后也保证较高的屈服强度。

对比例1和对比例2的冷轧搪瓷钢在模拟搪烧后，屈服强度偏低。此外，经过弱酸酸洗后，密着性能较差，对比例1的抗鳞爆性能较差。

由图1可以看出，实施例1的冷轧搪瓷钢的显微组织为等轴状铁素体+少量珠光体，珠光体均匀分布在铁素体的三叉晶界处。铁素体晶粒越细小，则晶界面积越大，晶界上富含大量的金属铁离子，在高温烧成过程中，金属铁离子与釉料中的镍、钴等离子发生交换，为金属基体和瓷釉层之间产生良好的密着提供有利条件。用平均截距法测得铁素体的平均晶粒直径为12.6μm，晶粒度为9-10级之间，并且绝大多数铁素体晶粒为正六边形，在各方向的尺寸相接近，这样最稳定的铁素体组织形态提供了最大限度的晶界面积，为钢板和瓷釉层的密着起到重要作用。此外，均匀细小的铁素体晶粒在提高钢板强度的同时也提高了钢板的塑性、韧性，有利于打压性能和成形性能。

由图2可以看出，实施例1的冷轧搪瓷钢中，片层状珠光体由一层铁素体和一层渗碳体交替紧密堆叠而成，并且出现了左下方和下方两种不同的片层方向，说明选区由两个“珠光体团”组成，珠光体可以作为不可逆“氢陷阱”，保证钢板的抗鳞爆性能。

搪瓷密着理论包括物理密着理论、化学密着理论和枝晶密着理论，同时枝晶密着理论包括了物理结合和化学结合。

由图3和图5可以看出，实施例1和对比例2的冷轧搪瓷钢经过单面湿法搪瓷后，金属基体为浅灰色一层，搪瓷层为灰黑色一层。实施例1和对比例2的冷轧搪瓷钢在物理密着方面存在明显的差异，从钢板与瓷釉层界面的微观形貌可以看出，实施例1的冷轧搪瓷钢表面受到腐蚀，熔融的瓷釉进入因腐蚀而产生的空洞中，出现相互镶嵌的结构，界面粗糙度高；而对比例2的冷轧搪瓷钢与瓷釉层界面的粗糙度低，瓷釉层和金属基体彼此接触，相互镶嵌的结构不明显，物理连接不紧密。说明物理密着结合的强弱是导致实施例1和对比例2的冷轧搪瓷钢密着性差异的原因之一。

由图4和图6可以看出，实施例1和对比例2的冷轧搪瓷钢经过单面湿法搪瓷后，界面处均存在Fe、O、Si、Co、Ni、Na、Cu、K元素，因此可以认为，在搪瓷界面上，各种元素相互扩散，形成了化学组成介于搪瓷釉和金属铁之间的中间过渡层。中间过渡层中氧化物和搪瓷釉中氧化物形成牢固的离子键和共价键，中间过渡层中铁元素和金属铁形成牢固的金属键，通过中间过渡层使搪瓷层与钢板形成牢固的搪瓷密着。说明实施例1和对比例2的冷轧搪瓷钢均存在化学密着结合。

因此，综合图3、图4、图5和图6，可以看出，与对比例2的冷轧搪瓷钢相比，实施例1的冷轧搪瓷钢经过单面湿法搪瓷后，搪瓷界面处形成的相互镶嵌的结构较为明显，极大地增加了瓷釉层与金属层的接触面积，这是提高搪瓷密着性能的关键因素。

需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。

此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (6)

1.一种冷轧搪瓷钢，其特征在于，其化学元素质量百分含量配比为：

C：0.025-0.055％，Si≤0.03％，Mn：0.1-0.6％，P：0.01-0.03％，S：0.002-0.02％，Al：0.008-0.05％，N：0.002-0.008％，Cu：0.02-0.05％，Cr：0.02-0.08％，Ti：0.005-0.03％，O≤0.008％，余量为Fe及其他不可避免的杂质；

其中，所述冷轧搪瓷钢的表面粗糙度Ra为1.0-2.0μm；

所述冷轧搪瓷钢的微观组织为等轴铁素体+珠光体，其中珠光体的相比例小于5％，铁素体晶粒度为9-10级；

其中各化学元素还满足：

Cu元素和P元素质量百分含量之比Cu/P的范围为1-5；

Ti×O×10⁴≤2，并且Si×(O-2/3Ti)×10⁴≤1.5；

3.43N+1.5S≥Ti；

0.1≤Ti×N×10⁴≤2；

(Ti-3.43N)×S×10⁴≤4。

2.如权利要求1所述的冷轧搪瓷钢，其特征在于，其屈服强度为250-290MPa，延伸率为37-42％，氢穿透时间≥6.7min。

3.如权利要求1或2所述的冷轧搪瓷钢的制造方法，其包括步骤：

(1)经过冶炼、精炼和连铸，制得铸坯；

(2)热轧；

(3)酸洗；

(4)冷轧；

(5)连续退火：其中均热温度为760-800℃，均热时间为100-200s，过时效段温度为300-400℃，时间为200-300s；

(6)平整。

4.如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，板坯加热温度为1200-1250℃，保温时间在120min以上；终轧温度为840-890℃；卷取温度为650-680℃。

5.如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，冷轧压下率为60-70％。

6.如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，在步骤(6)中，平整延伸率为0.8-1.2％。

Images