CN113166886A - 耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板及其制造方法。本发明一个实施例的耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板按重量％，包含C：0.05至0.09％、Mn：0.1至0.3％、Si：0.001至0.03％、Al：0.01至0.08％、P：0.002至0.02％、S：0.001至0.02％、Sb：0.01至0.089％、N：0.005％以下(不包含0％)、O：0.002％以下(不包含0％)、剩余量Fe及不可避免的杂质，微孔洞的面积分率为0.28至0.85％，以下述关系式1表示的耐鳞爆关系指数(A)满足10500至35000，以下述关系式2和3表示的表面贴紧性关系指数(T)满足0.0045至0.060，加工性关系指数(F)满足3000至8000。[关系式1]A＝([Mn]/[S])*(Dvoid/[Sb])[关系式2]T＝([Mn]*[Sb])*(Dcementite/[Si])[关系式3]F＝([Al]/[N])*(Dcementite/[C])。

Description

耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板及其制造方法。更具体而言，涉及一种在搪瓷处理后可以防止气泡缺陷发生，搪瓷贴紧性及耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板及制造方法。
背景技术
搪瓷制品是在作为基体钢板的冷轧钢板上涂覆玻璃质釉后，在高温下烧成而提高耐腐蚀性、耐气候性及耐热性等的一种表面处理制品。这种搪瓷制品主要用于建筑外装用、家电用或餐具用等。
以往的搪瓷用钢板为了防止被认为是搪瓷制品最致命缺陷的鳞爆(Fishscale)缺陷或提高成型性而以脱碳退火化或分次退火方式制造。以往借助于这种方法制造搪瓷用钢板，因而存在制造成本升高的问题。
为了克服这种长时间退火导致生产率变差及制造成本上升问题，最近开发的搪瓷用钢板利用连续退火工艺制造。此时，在钢板中作为氢吸储源而主要添加钛或铌等。但是，即使在这种情况下，随着在钢板中添加大量的碳氮化物形成元素，钢板表面缺陷的发生率升高，再结晶温度上升。因此，需对钢板进行高温热处理。这种作为氢吸储源的添加元素成为钢板生产率低下及成本上升的主要因素。
特别是钛(Ti)类搪瓷用钢板，为了抑制成为鳞爆原因的氢的反应而添加大量的钛。随着添加钛，在炼钢工序的连续铸造时，频繁发生因钛氮化物(TiN)与夹杂物导致的喷嘴堵塞现象，这成为作业性低下及生产负荷的直接因素。另外，钢水内混入的钛氮化物(TiN)存在于钢板的上部时，诱发作为代表性气泡缺陷的泡面(blister)缺陷，大量添加的钛(Ti)还会损害钢板与釉层的搪瓷贴紧性。
另一方面，高氧类搪瓷用钢板在钢板内部提高溶解氧含量，利用钢中氧化物抑制氢反应，从而确保耐鳞爆性，这种高氧类搪瓷用钢板由于氧含量高，耐火物溶损严重，不仅极大降低炼钢工序中的链铸生产率，还存在表面缺陷多发的问题。
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明旨在提供一种耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板及其制造方法。更具体而言，旨在提供一种在搪瓷处理后可以防止气泡缺陷发生，搪瓷贴紧性及耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板及制造方法。
(二)技术方案
本发明一个实施例的耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板按重量％，包含C：0.05至0.09％、Mn：0.1至0.3％、Si：0.001至0.03％、Al：0.01至0.08％、P：0.002至0.02％、S：0.001至0.02％、Sb：0.01至0.089％、N：0.005％以下(不包含0％)、O：0.002％以下(不包含0％)、剩余量Fe及不可避免的杂质，微孔洞的面积分率为0.28至0.85％，以下述关系式1表示的耐鳞爆关系指数(A)满足10500至35000，
[关系式1]A＝([Mn]/[S])*(Dvoid/[Sb])
在所述关系式1中，[Mn]、[S]及[Sb]是将各元素的重量％除以各元素的原子量的值，Dvoid代表冷轧钢板中的微孔洞的面积分率(％)。
冷轧钢板的酸洗减量可以为10至40gr/m2。
冷轧钢板的氢透过比可以为950秒/mm2以上。
另一方面，本发明一个实施例的耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板的制造方法包括：准备按重量％包含C：0.05至0.09％、Mn：0.1至0.3％、Si：0.001至0.03％、Al：0.01至0.08％、P：0.002至0.02％、S：0.001至0.02％、Sb：0.01至0.089％、N：0.005％以下(不包含0％)、O：0.002％以下(不包含0％)、剩余量Fe及不可避免的杂质的钢坯的步骤；加热钢坯的步骤；对加热的钢坯进行热轧而制造碳化物体积分率2.5至7.0％的热轧钢板的步骤；卷取热轧钢板的步骤；以压下率60至90％对卷取的热轧钢板进行冷轧而制造冷轧钢板的步骤；及对冷轧钢板进行连续退火热处理的步骤；以下述关系式2表示的表面贴紧性关系指数(T)满足0.0045至0.06。
[关系式2]T＝([Mn]*[Sb])*(Dcementite}/[Si])
更具体而言，以下述关系式3表示的加工性关系指数(F)可以满足3000至8000。
[关系式3]F＝([Al]/[N])*(Dcementite/[C])
在所述关系式2及3中，[Mn]、[Sb]及[Si]是将各元素的重量％除以各元素的原子量的值，Dcementite代表热轧钢板的碳化物体积分率(％)。
在制造热轧钢板的步骤中，可以在轧制温度850至900℃下对所述加热的钢坯进行热轧。
在卷取热轧钢板的步骤中，可以在550至750℃下卷取热轧钢板。
在对冷轧钢板进行退火热处理的步骤中，可以在700至850℃下对冷轧钢板进行退火热处理。
在对冷轧钢板进行退火热处理的步骤中，可以将冷轧钢板保持30秒以上。
(三)有益效果
本发明一个实施例的耐鳞爆优秀的冷轧钢板可以用于家电设备、化学设备、厨房设备、卫生设备及建筑物内外装饰材料等。
本发明一个实施例的耐鳞爆优秀的冷轧钢板在将钢材的化学组成抑制在适宜范围内的同时，控制加工性及贴紧性关系指数，因而制造的冷轧钢板可以确保高搪瓷贴紧性与氢透过比。因此，可以抑制作为搪瓷钢板致命缺陷的鳞爆及气泡缺陷，搪瓷特性显著提高。
本发明一个实施例的耐鳞爆优秀的冷轧钢板利用作为低温析出物的渗碳体。渗碳体在热轧中均一分散，在冷轧时破碎而形成的微孔洞(Micro-void)发挥氢吸储源作用，可以防止因氢而发生的鳞爆缺陷。另外，与在高温下在凝固阶段析出的析出物类相比，将低温下稳定的碳化物用作氢吸储源，因而可以防止原有搪瓷钢中成问题的诸如耐火物溶损或连铸喷嘴堵塞现象的生产作业性恶化及诸如黑线(Blackline)的表面缺陷的发生。
本发明一个实施例的耐鳞爆优秀的冷轧钢板不添加氧化性比铁(Fe)高的钛(Ti)等元素，因而还可以改善钢板与釉间的贴紧性。
本发明一个实施例的耐鳞爆优秀的冷轧钢板可以通过连续铸造而制造，可借助于连续退火热处理而生产，因而显著降低炼钢成本及工序成本，从而可以提高通过性，降低制造成本，生产率高。
附图说明
图1是本发明一个实施例的发明钢2的扫描电子显微镜(SEM)照片。
具体实施方式
在本说明书中，第一、第二及第三等术语为了说明多样的部分、成分、区域、层及/或截面而使用，但并不限于此。这些术语只用于将某个部分、成分、区域、层或截面区别于其他部分、成分、区域、层或截面。因此，以下叙述的第一部分、成分、区域、层或截面在不超出本发明范围的限度内，可以表述为第二部分、成分、区域、层或截面。
在本说明书中，当说某种部分“包括”某种构成要素时，这意味着只要没有特别反对的记载，并不排除其它构成要素，可以还包括其它构成要素。
在本说明书中，使用的专业术语只用于言及特定实施例，并非意在限定本发明。只要语句未表现出与之明确相反的意义，在此使用的单数形态也包括复数形态。说明书中使用的“包括的”的意义，是对特定特性、区域、整数、步骤、动作、要素及/或成分进行具体化，并非排除其他特定特性、区域、整数、步骤、动作、要素及/或成分的存在或附加。
在本说明书中，马库什形式的表现中包含的“他们的组合”字样的术语，意味着在由马库什形式的表现中记载的构成要素构成的组中选择的一个以上的混合或组合，意味着包括在由所述构成要素构成的组中选择的一个以上。
在本说明书中，当提及某部分在其他部分“上面”或“上”时，这可以直接在其他部位的上面或上，或可以在其之间存在其他部分。当对照性地提及某部分在其他部位“紧上面”时，在其之间不存在其他部分。
虽然未不同地定义，但包括在此使用的技术术语及科学术语在内的所有术语，具有与本发明所属技术领域的普通技术人员一般理解的意义相同的意义。通常使用的词典定义的术语，追加解释为具有符合相关技术文献和现在公开内容的意义，只要未定义，不得解释为过度的或非常公式化的意义。
另外，只要未特别提及，％意味着重量％，1ppm为0.0001重量％。
在本发明的一个实施例中，还包含追加元素的意义，意味着与追加元素的追加量相应地替代剩余量的铁(Fe)而包含。
下面对本发明的实施例进行详细说明，以便本发明所属技术领域的普通技术人员能够容易地实施。但是，本发明可以以多种不同形态体现，并不限定于在此说明的实施例。
本发明一个实施例的冷轧钢板按重量％，包含C：0.05至0.09％、Mn：0.1至0.3％、Si：0.001至0.03％、Al：0.01至0.08％、P：0.002至0.02％、S：0.001至0.02％、Sb：0.01至0.089％、N：0.005％以下(不包含0％)、O：0.002％以下(不包含0％)、剩余量Fe及不可避免的杂质，微孔洞面积分率为0.28至0.85％。
另外，本发明一个实施例的冷轧钢板的制造方法中准备的钢坯按重量％，包含C：0.05至0.09％、Mn：0.1至0.3％、Si：0.001至0.03％、Al：0.01至0.08％、P：0.002至0.02％、S：0.001至0.02％、Sb：0.01至0.089％、N：0.005％以下(不包含0％)、O：0.002％以下(不包含0％)、剩余量Fe及不可避免的杂质。然后，经过对钢坯加热的步骤，经过将加热的钢坯热轧而制造碳化物体积分率为2.5至7.0％的热轧钢板的步骤。对于之后过程，将在后面叙述。
首先，说明限定冷轧钢板的成分的理由。
碳(C)：0.05至0.09％
过多添加C时，钢中固溶碳的量增加，强度升高，退火时，妨碍晶体组织的发育，使成型性变差，存在诱发搪瓷层起泡导致的气泡缺陷的问题，过少添加C时，发挥吸储钢内氢的吸储位置作用的碳化物分率低，存在抵抗鳞爆缺陷能力脆弱的问题，因而C的添加范围可以为0.05至0.09％。
锰(Mn)：0.1至0.3％
Mn是代表性的固溶强化元素，添加用于将钢中固溶硫析出为锰硫化物(MnS)，防止热脆性(Hot shortness)，为了确保这种效果，最小限度需要添加0.1％以上。相反，如果锰含量过多，则存在使成型性变差的问题，因而锰的添加量可以为0.1至0.3％。
硅(Si)：0.001至0.03％
Si作为促进发挥氢吸储源作用的碳化物形成的元素，为了获得这种效果，需要添加0.001％以上。相反，如果添加过多，则在钢板表面形成氧化物皮膜，存在降低搪瓷贴紧性的问题，因而添加量可以为0.001至0.03％。
铝(Al)：0.01至0.08％
Al用作去除钢水中氧的强力脱氧剂，作为使固溶氮固定而改善时效性的元素，为了这种效果，需要添加0.01％以上。相反，如果添加过多，则在钢中或钢表面残存铝氧化物，存在在搪瓷处理工序中发生气泡缺陷的问题，因而Al的添加量可以为0.01至0.08％。
磷(P)：0.002至0.02％
P作为代表性的材质强化元素，为了获得这种效果，最小限度需要添加0.002％以上。相反，如果P增加，则会在钢板内部形成偏析层，不仅降低成型性，而且使钢的酸洗性变差，并对搪瓷贴紧性造成不良影响，因而P的添加量可以为0.002至0.02％范围。
硫(S)：0.001至0.02％
S是与锰结合而引起热脆性的元素，过多添加时，不仅延展性大幅下降，加工性变差，而且由于锰硫化物过多析出而对鳞爆性造成不良影响，因而其含量可以为0.001至0.020％。
锑(Sb)：0.01至0.089％
Sb作为在钢板表面富集而提高搪瓷层与钢板的结合力的元素，为此，需要添加0.01％以上。但是，如果过度添加，反而抑制搪瓷层与钢板的反应，不仅使加工性变差，而且存在使作业环境恶化的问题，因而其含量可以为0.01至0.089％。
氮(N)：0.005％以下(不包含0％)
N是代表性的硬化元素，如果添加量增加，则时效缺陷多发，成型性变差，存在在搪瓷处理工序中发生气泡缺陷的问题，因而将其上限限定为0.005％。
氧(O)：0.002％以下(不包含0％)
O作为形成氧化物所必需的元素，这种氧化物不仅在炼钢阶段引起耐火物的溶损，而且作为在钢板表面诱发起因于氧化物的表面缺陷的因素而发挥作用，因而其添加量可以不足0.002％。
除所述成分之外，本发明包含Fe及不可避免的杂质。并非排除在所述成分之外添加有效的成分。
然后，对本发明的冷轧钢板的微孔洞的面积分率及在所准备的钢坯的热轧步骤中的碳化物的体积分率进行说明。
就本发明钢利用的碳化物而言，由于与基材的延展性差异，碳化物本身在冷轧时破碎，由此形成的微孔洞用作固定钢内氢的氢吸储源。这对抑制鳞爆缺陷发挥巨大作用，因而将碳化物分率管理在既定范围内是非常重要的。另一方面，不仅仅单独是这种碳化物分率，与添加元素的相互关系也对搪瓷性造成影响。
作为搪瓷钢板最致命缺陷之一的鳞爆(Fishscale)缺陷，是在搪瓷制品制造工序中，钢内固溶的氢在烧成后冷却过程中，在钢中过饱和存在后释放到钢表面，使搪瓷层如鱼鳞状脱落而发生的搪瓷缺陷。如果发生这种鳞爆缺陷，则在缺陷部位集中生锈(Rust)等，使搪瓷制品的价值大幅下降，因而需要抑制其发生。为了防止鳞爆缺陷，需要在钢内部大量形成能够吸储钢中固溶的氢的位置(site)。因此，提出了利用析出物、夹杂物等的搪瓷用冷轧钢板。作为迄今广为所知的代表性氢吸储源，有诸如MnO、CrO等的非金属夹杂物，诸如BN、TiN、TiS等的析出物，以及借助于轧制等而生成的微孔洞(Micro-void)等。
本发明提出的搪瓷用钢板，调节钢成分，在主要利用诸如Fe3C(渗碳体)的碳化物等作为氢的吸储位置的同时，控制钢成分中对搪瓷贴紧性、表面缺陷及成型性造成影响的成分及工序，从而提供没有表面缺陷、搪瓷贴紧性及耐鳞爆性优秀的钢板。作为低温析出物的渗碳体，其在热轧中均一分散，在冷轧时破损而形成的微孔洞(Micro-void)可以发挥氢的吸储源作用，防止因氢而发生的鳞爆缺陷。另外，与在高温下在凝固阶段析出的析出物类相比，将在低温下稳定的碳化物用作氢吸储源，因而可以防止在原有搪瓷钢中成问题的诸如耐火物溶损或连铸喷嘴堵塞现象的生产作业性恶化及诸如黑线(Blackline)的表面缺陷的发生。
碳化物的分率不仅与钢中的总碳量具有密切关系，而且也受到生产条件极大影响。另一方面，就本发明钢而言，不添加氧化性比Fe高的钛(Ti)等元素，因而还可以改善钢板与釉间的贴紧性。另外，本发明钢将锑(Sb)量和碳化物分率控制在既定范围，从而在搪瓷预处理阶段，抑制在钢板表面生成的硫酸水合物(H2SO4-H2O)的发生，可以确认搪瓷贴紧性及耐鳞爆性显著改善。
下面对冷轧钢板制造中间的热轧钢板中的碳化物体积分率、作为最终物的冷轧钢板中的微孔洞的面积分率、耐鳞爆关系指数(A)、表面贴紧性关系指数(T)、加工性关系指数(F)进行说明。
碳化物的体积分率(Dcementite)：2.5至7.0％
碳化物体积分率意味着热轧钢板中的碳化物体积分率。
碳化物可以为渗碳体(Fe3C)。金属合金内存在的碳与金属原子结合而形成碳化物，铁与碳结合而形成碳化物，将其称为渗碳体。在普通碳钢中，在250至700℃附近形成渗碳体，在比这更高的高温下，粗大化成球形的颗粒状。钢铁材料中诸如白口铸铁的材料，碳几乎以渗碳体形态存在，磨损性卓越，用于诸如球磨机(ball mill)的磨损严重的部分。
在热轧步骤中生成的碳化物的体积分率过小时，在冷轧工序中破碎的碳化物分率降低，因而由冷轧而生成的微孔洞分率减小，因而钢中氢吸储源的效果不大。相反，碳化物分率过高时，在作为氢吸储源的微孔洞形成方面有利，耐鳞爆性优秀，但反而存在因过多孔洞导致加工性及耐腐蚀性低下的问题。
微孔洞的面积分率(Dvoid)：0.28至0.85％
微孔洞的面积分率意味着冷轧钢板中的微孔洞面积分率。
作为低温析出物的渗碳体在热轧中均一分散，冷轧时破碎而在析出物周围形成微孔洞。形成的微孔洞在搪瓷钢板中发挥氢吸储源的作用，抑制搪瓷层呈鱼鳞状脱落的鳞爆缺陷的发生，其中，鳞爆缺陷是因氢而发生的搪瓷缺陷。冷轧钢板中的微孔洞利用扫描电子显微镜，按1000倍率拍摄10张照片后，利用图像分析仪测量微孔洞在这些面积中所占的面积分率。在图1中显示了如此拍摄的发明钢2的微孔洞观察照片的示例。在微孔洞的面积分率过低的情况下，发挥能够固定钢内氢的氢吸储源作用的位置少，因而存在搪瓷制品的鳞爆缺陷率升高的问题，相反，在过高的情况下，在耐鳞爆方面有利，但微孔洞的增加导致加工性及表面缺陷多发的问题，因而面积分率限定为0.28至0.85％。
耐鳞爆关系指数A＝([Mn]/[S])*(Dvoid/[Sb])：10500至35000
代表对搪瓷层呈鱼鳞状脱落的鳞爆的抵抗性的耐鳞爆关系指数(A)，A＝([Mn]/[S])*(Dvoid/[Sb])值需要满足10500至35000，其中，[Mn]、[S]、[Sb]是将各个元素重量％除以原子量的值，Dvoid为冷轧钢板中的微孔洞的面积分率。A值过低时，无法确保能够充分吸储诱发鳞爆缺陷的氢的位置，因而存在搪瓷制品的鳞爆缺陷发生增加的问题，相反，A值过高时，在确保氢吸储源方面有利，但存在制品加工性及表面特性变差的问题，因而耐鳞爆关系指数A值限定为10500至35000，
表面贴紧性关系指数T＝([Mn]*[Sb])*(Dcementite}/[Si])：0.0045至0.060
与搪瓷贴紧性衔接的表面贴紧性关系指数(T)，T＝([Mn]*[Sb])*(Dcementite}/[Si])值需要满足0.0045至0.060范围。其中，[Mn]、[Sb]、[Si]是将各个元素重量％除以原子量的值，Dcementite为热轧钢板中的碳化物的体积分率。T值过小时，在表面富集的界面层的浓度减小，因而铝氧化物等的形成量增加，存在搪瓷釉层与基体铁之间的贴紧性下降的问题，相反，T值过高时，在热处理工序中，在钢板表面发生的气体(Gas)发生量增加，在搪瓷制品中诱发气泡缺陷，因而存在贴紧性显著减小的问题。
加工性关系指数F＝([Al]/[N])*(Dcementite/[C])：3000至8000
搪瓷钢的加工性也与碳化物分率及钢内固溶元素具有密切关系，因而需要将加工性关系指数F管理在3000至8000范围。其中，[Al]、[N]、[C]是将各个元素重量％除以原子量的值，Dcementite是热轧钢板中的碳化物的体积分率。加工性关系指数F过小时，钢内固溶元素量增加，因而在搪瓷加工步骤中，发生诸如弯曲或表面缺陷的时效缺陷，存在成型品的不良率升高的问题，相反，如果F值过高，则微细析出物的分率增加，因而存在加工性变差的问题。
下面对本发明的冷轧钢板的酸洗减量及氢透过比进行说明。
本发明一个实施例的冷轧钢板的酸洗减量可以为10至40gr/m2。满足这种物性便可以用作搪瓷用材料。酸洗减量过低时，钢板表面的粗糙过少，釉的吸附能力下降，因而使釉与钢板间的贴紧性变差，会发生诸如搪瓷层脱落的问题。相反，在过高的情况下，实现钢板表面层的平坦化作业，不仅使贴紧性恶化，而且存在使气泡缺陷的发生也增加的问题。更具体而言，酸洗减量可以为12至35gr/m2。
本发明一个实施例的冷轧钢板的氢透过比可以为950秒/mm2以上。氢透过比是评价耐鳞爆性的指数，耐鳞爆性代表对利用本发明一个实施例的冷轧钢板制造的搪瓷钢的致命缺陷的鳞爆缺陷的抵抗性，利用欧洲规格EN 10209登记的方法进行实验，评价了能够在钢板内固定氢的能力。在钢板一个方向上产生氢，测量氢透过到钢板另一面的时间(ts、单位：秒)，作为将其除以材料厚度(t、单位：mm)的平方所得的值，显示为ts/t2(单位：秒/mm2)。具体而言，氢透过比可以为950秒/mm2以上。氢透过比过小时，搪瓷处理后在200℃下加速热处理24小时的情况下，鳞爆缺陷率发生50％以上，在用作稳定的搪瓷制品方面存在问题，因而为了确保耐鳞爆性优秀的钢板，需要将氢透过比管理在950秒/mm2以上。另外，更具体而言，氢透过比可以为1000秒/mm2以上。
下面对本发明的冷轧钢板的制造方法进行详细说明。
首先，准备满足前述组成的钢坯。在炼钢阶段，按前述组成调整了成分的钢水通过连续铸造而可以制造成钢坯。
然后，对制造的钢坯进行加热。通过加热，可以顺利执行后续热轧工序，使钢坯实现均质化处理。更具体而言，加热可以意味着再加热。
此时，钢坯加热温度可以为1150至1250℃。如果钢坯加热温度过低，则后续热轧时，轧制负载急剧增加，会使作业性变差。相反，如果钢坯加热温度过高，则不仅能量费用增加，而且表面铁鳞量增加，会导致材料损失。
然后，将加热的钢坯进行热轧而制造热轧钢板。
此时，热轧钢板的碳化物体积分率可以为2.5至7.0％。对碳化物体积分率的说明已提及，因而省略。
另外，热轧的精轧温度可以为850至900℃。如果热精轧温度过低，则随着在低温区域结束轧制，晶粒的混粒化急剧进行，存在导致轧制性及加工性低下的倾向。相反，如果热精轧温度过高，则表面铁鳞的剥离性下降，无法在全部厚度上实现均一热轧，因而会出现晶粒生长导致的冲击韧性低下。更具体而言，热精轧温度可以为860至890℃。
然后，热轧结束而制造的热轧钢板经过卷取工序。更具体而言，可以为热轧卷取工序。
此时，卷取温度可以为550至750℃。热轧的钢板在卷取前，可以在精轧输出辊道(ROT：Run-out-table)上执行冷却。如果热轧卷取温度过低，则在冷却及保持工序中，发生宽度方向温度不均一，低温析出物生成不同，因而不仅诱发材质偏差，而且对搪瓷性也产生不良影响。相反，如果卷取温度过高，则随着碳化物团聚的进行，不仅耐腐蚀性下降，而且由于最终制品中的组织粗大化而发生使加工性变差的问题。更具体而言，卷取温度可以为580至710℃。
卷取的热轧钢板可以在冷轧前追加包括对钢板进行酸洗的步骤。
然后，卷取的热轧钢板通过冷轧而制造成冷轧钢板。
此时，冷轧压下率可以为60至90％。在冷轧压下率过小的情况下，后续热处理工序中的再结晶驱动力低，因而局部残存未再结晶颗粒，因而强度虽然增加，但存在加工性显著下降的问题。另外，在热轧步骤中形成的碳化物的破碎能力低下，因而能够吸储氢的位置减少，不仅难以确保搪瓷制品的耐鳞爆性，而且如果考虑最终生产制品厚度，则需降低热轧钢板的厚度，因而还存在轧制作业性变差的问题。相反，如果冷轧压下率过高，则材质硬化，不仅加工性变差，而且轧机负载增加，存在降低冷轧作业性的问题。更具体而言，冷轧压下率可以为65至88％。
然后，可以对冷轧钢板进行退火热处理。更具体而言，可以进行热轧退火热处理。冷轧材料由于在冷轧中施加的变形，强度虽高，但加工性极度变差，因而通过在后续工序中实施热处理，确保目标的强度及加工性。
此时，热处理温度可以为700至850℃。如果连续退火温度过低，则因冷轧而形成的变形无法充分去除，因而存在加工性显著下降的问题。相反，如果热处理温度过高，则由于高温强度低下导致的软化，发生板断裂，发生极大降低生产通过性的问题。更具体而言，退火温度可以为750至840℃。
另外，热处理时的热处理保持时间可以为30秒以上。热处理时的热处理保持温度下的龟裂时间过短时，残存未再结晶颗粒，发挥使成型性大幅变差的因素的作用，因而需要30秒以上的保持时间。
另外，在将冷轧钢板退火的步骤之后，可以还包括对热处理的钢板进行平整轧制的步骤。通过平整轧制来控制材料的形状，可以获得希望的表面粗糙度，但如果平整压下率过高，由于加工硬化，材质被硬化，存在加工性变差的问题，因而平整轧制可以应用3％以下压下率。具体而言，平整轧制的压下率可以为0.3至2.5％。
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。不过需要注意的是，下述实施例只是为了更详细地说明本发明而进行的示例，并非为了限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围由权利要求书记载的事项以及由此合理推导出的事项所决定。
【实施例】
实验及评价
表1显示了本发明钢及比较钢的化学成分，将经由转炉～二次精炼～连铸工序的钢坯在1200℃的加热炉中保持1小时时间后实施了热轧。此时，热轧钢板最终厚度加工成了4.0mm。热轧的试片通过酸洗处理去除表面的氧化皮膜后实施了冷轧。冷轧完成的试片加工成用于调查搪瓷特性的搪瓷处理试片及机械特性分析用拉伸试片后实施了连续退火热处理。
表2显示出各钢中应用的热轧、卷取、冷轧、连续退火工序的各工序制造条件。
经过如上所述过程确保的材料的不同制造条件的搪瓷特性等显示于表3中。
就通过性而言，在连铸～热轧～冷轧工序中，如果相比通常材料的生产率表现出90％以上的生产率，则标识为“O”，将生产率为90％以下或缺陷发生率为10％以上的情形标识为“X”。
本发明钢及比较钢的碳化物分率利用光学显微镜，以500倍倍率确保20视野的影像后，将其利用图像分析仪(Image analyzer)求出相对于全体视野面积的碳化物分率。
搪瓷处理试片截断成适当大小，以便可以符合试验目的，完成热处理的搪瓷处理用试片在完全脱脂后，涂覆对鳞爆缺陷比较脆弱的标准釉(Check frit)，在300℃下保持10分钟，去除了水分。结束干燥的试片在830℃下实施20分钟烧成处理后冷却至常温，此时，烧成炉的气氛条件采用露点温度30℃、易于发生鳞爆缺陷的严苛条件。结束搪瓷处理的试片实施了在200℃烘箱中保持24小时时间的鳞爆加速实验。
鳞爆加速处理后，目视观察是否发生鳞爆缺陷，未发生鳞爆缺陷时标识为“O”，发生时标识为“X”。
评价钢板与釉间贴紧性的搪瓷贴紧性指数根据美国材料试验协会规格ASTMC313-78定义的内容，利用钢球对搪瓷层施加既定荷载后，评价该部位的通电程度，从而将搪瓷釉层的脱落程度实现指数化而加以显示。在本发明中，就贴紧性指数而言，从确保搪瓷层使用中稳定性的角度，将确保90％以上设置为目标。
气泡缺陷是针对搪瓷处理后在200℃烘箱中保持24小时时间的试片，目视观察搪瓷层表面，分别按“O”优秀、“△”一般、“X”不良3个阶段进行了判定。
氢透过比作为评价对搪瓷钢致命缺陷的鳞爆的抵抗性的指数，将根据欧洲规格EN10209(2013)登记的方法，在钢板一个方向上产生氢，作为测量氢透过到钢板另一面的时间(ts、单位：秒)，将其除以材料厚度(t、单位：mm)的平方所得的值，显示为ts/t2(单位：秒/mm2)。就该值而言，如前面所作的说明，为了获得搪瓷钢的稳定特性，需要确保950秒/mm2以上。
酸洗减量(单位gr/m2)利用欧洲规格EN 10209(2013)所示的实验方法，将搪瓷用钢板截断及脱脂后，在70g/l保持70℃的硫酸溶液中浸渍7分钟左右，从试片重量减量求出。该值需要满足图10至40gr/m2范围。
【表1】本发明钢及比较钢的化学成分(单位：重量％)
类别 C Mn Si Al P S Sb N O D<sub>void</sub> A值
发明钢1 0.056 0.16 0.012 0.043 0.008 0.007 0.034 0.0028 0.0008 0.34 16224
发明钢2 0.084 0.27 0.008 0.026 0.011 0.009 0.057 0.0019 0.0011 0.56 20921
发明钢3 0.069 0.22 0.015 0.037 0.007 0.008 0.029 0.0034 0.0005 0.41 27597
发明钢4 0.075 0.19 0.023 0.052 0.016 0.011 0.064 0.0024 0.0013 0.58 11111
发明钢5 0.082 0.25 0.011 0.048 0.014 0.014 0.072 0.0038 0.0009 0.72 12675
比较钢1 0.002 0.21 0.215 0.002 0.035 0.008 0.161 0.0034 0.0231 0.12 1389
比较钢2 0.059 0.07 0.008 0.004 0.010 0.009 0.000 0.0041 0.0328 0.24 -
比较钢3 0.142 0.68 0.002 0.071 0.047 0.011 0.009 0.0027 0.0014 1.12 546058
比较钢4 0.038 0.18 0.024 0.113 0.015 0.041 0.021 0.0135 0.0009 0.14 2078
其中，
A＝([Mn]/[S])*(Dvoid/[Sb])
[Mn]是将Mn的重量％除以Mn原子量(55)的值，
[Sb]是将Sb的重量％除以Sb原子量(122)的值，
[S]是将S的重量％除以S原子量(32)的值。
【表2】本发明钢及比较钢的制造条件
Figure BDA0003088818890000161
其中，
定义为T＝([Mn]*[Sb])*(Dcementite/[Si])
F＝([Al]/[N])*(Dcementite/[C])，
[Mn]是将Mn的重量％除以Mn原子量(55)的值，
[Sb]是将Sb的重量％除以Sb原子量(122)的值，
[Si]是将Si的重量％除以Si原子量(28)的值，
[Al]是将Al的重量％除以Al原子量(27)的值，
[N]是将N的重量％除以N原子量(14)的值，
[C]是将C的重量％除以C原子量(12)的值。
【表3】本发明钢与比较钢的各制造条件的特性
Figure BDA0003088818890000171
实验结果
在如通过所述表1至表3可知的，全部满足合金组成、微细组织特性及制造条件的发明例1至9不仅通过性良好，而且碳化物及微孔洞分率相关指数均满足本发明的限定范围，即使在严苛的处理条件下，也不发生鳞爆及气泡缺陷，而且满足搪瓷贴紧性指数90％以上、氢透过比950秒/mm2以上、酸洗减量10至40gr/m2范围，可以确保本发明希望的特性。
相反，可知不满足本发明提出的化学组成或不满足制造条件范围的比较例1至4无法确保目标特性。即，正如表3所示，可以确认存在通过性变差的(比较例1、3及4)问题，氢透过比低于目标(比较例1至4)，或搪瓷贴紧性指数不足90％(比较例1至4)，或在搪瓷处理后发生气泡缺陷或鳞爆缺陷，整体上无法确保希望的特性。
比较例5至8是满足本发明提出的制造条件但无法满足合金条件的情形。比较例5至8不仅无法满足本发明的目标碳化物及微孔洞分率、氢透过比、搪瓷贴紧性指数、酸洗减量等，而且在搪瓷处理后，即使目视观察，也发生鳞爆及气泡缺陷。
本发明并非限定于所述实施例，可以以互不相同的多样形态制造，本发明所属技术领域的普通技术人员可以理解，在不变更本发明的技术思想或必需特征的情况下，可以以其他具体形态实施。因此，仅应理解为以上记述的实施例在所有方面是示例性的，而不是限定性的。

Claims (9)

1.一种耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板，其中，
按重量％，包含C：0.05至0.09％、Mn：0.1至0.3％、Si：0.001至0.03％、Al：0.01至0.08％、P：0.002至0.02％、S：0.001至0.02％、Sb：0.01至0.089％、N：不包含0％的0.005％以下、O：不包含0％的0.002％以下、剩余量Fe及不可避免的杂质，微孔洞的面积分率为0.28至0.85％，
以下述关系式1表示的耐鳞爆关系指数(A)满足10500至35000，
[关系式1]A＝([Mn]/[S])*(Dvoid/[Sb])
在所述关系式1中，[Mn]、[S]及[Sb]是将各元素的重量％除以各元素的原子量的值，Dvoid代表冷轧钢板中的微孔洞的面积分率(％)。
2.根据权利要求1所述的耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板，其中，
所述冷轧钢板的酸洗减量为10至40gr/m2。
3.根据权利要求1所述的耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板，其中，
所述冷轧钢板的氢透过比为950秒/mm2以上。
4.一种耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板的制造方法，其中，包括：
准备按重量％包含C：0.05至0.09％、Mn：0.1至0.3％、Si：0.001至0.03％、Al：0.01至0.08％、P：0.002至0.02％、S：0.001至0.02％、Sb：0.01至0.089％、N：不包含0％的0.005％以下、O：不包含0％的0.002％以下、剩余量Fe及不可避免的杂质的钢坯的步骤；
加热所述钢坯的步骤；
对所述加热的钢坯进行热轧而制造碳化物体积分率2.5至7.0％的热轧钢板的步骤；
卷取所述热轧钢板的步骤；
以压下率60至90％对所述卷取的热轧钢板进行冷轧而制造冷轧钢板的步骤；及
对所述冷轧钢板进行退火热处理的步骤；
以下述关系式2表示的表面贴紧性关系指数(T)满足0.0045至0.060，
[关系式2]T＝([Mn]*[Sb])*(Dcementite}/[Si])
在所述关系式2中，[Mn]、[Sb]及[Si]是将各元素的重量％除以各元素的原子量的值，Dcementite代表热轧钢板的碳化物体积分率(％)。
5.根据权利要求4所述的耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板的制造方法，其中，
以下述关系式3表示的加工性关系指数(F)满足3000至8000，
[关系式3]F＝([Al]/[N])*Dcementite/[C]
在所述关系式3中，[Al]、[N]及[C]是将各元素的重量％除以各元素的原子量的值，Dcementite代表热轧钢板的碳化物体积分率(％)。
6.根据权利要求4所述的耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板的制造方法，其中，
在制造所述热轧钢板的步骤中，
在轧制温度850至900℃下对所述加热的钢坯进行热轧。
7.根据权利要求4所述的耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板的制造方法，其中，
在卷取所述热轧钢板的步骤中，
在550至750℃下卷取所述热轧钢板。
8.根据权利要求4所述的耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板的制造方法，其中，
在对所述冷轧钢板进行退火热处理的步骤中，
在700至850℃下对所述冷轧钢板进行退火热处理。
9.根据权利要求4所述的耐鳞爆优秀的搪瓷用冷轧钢板的制造方法，其中，
在对所述冷轧钢板进行退火热处理的步骤中，
将所述冷轧钢板保持30秒以上。
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