CN113684413A - 一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢，其含有质量百分比如下的下述化学元素：C：0.02‑0.06％，0＜Si≤0.08％，Mn：0.1‑0.7％，P≤0.055％，S≤0.03％，Al：0.01‑0.07％，N：0.002‑0.010％，B：0.002‑0.009％，Ti：0.002‑0.015％，Nb：0.002‑0.012％，Cr：0.01‑0.08％，以及Cu、Ni和Mo的至少其中一种，其中Cu+Ni+Mo≤0.40％。此外本发明还公开了一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼、精炼和连铸(2)板坯加热(3)热轧和卷取(4)酸洗(5)冷轧：控制冷轧压下率为60‑70％(6)连续退火：均热温度为800‑830℃，均热时间为100‑150s，过时效温度为350‑450℃之间，过时效时间为250‑350s(7)平整。本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢采用合理的化学成分和工艺设计，具有良好的成形性、较高的高温搪烧后强度、优异的焊接性能和优良的抗鳞爆性能。

Description

一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种金属材料及其制造方法，尤其涉及一种搪瓷钢及其制造方法。
背景技术
搪瓷内胆分为二段式和三段式两种结构，其主要区别在于成形和焊接过程。二段式内胆由两个圆片经过深冲后焊接而成，整个内胆只有一条环形焊缝，而三段式内胆由两个端盖和一个桶身焊接而成，端盖采用冲压工艺、桶身采用卷圆工艺，整个内胆上有两条环形焊缝和一条直缝。
近年来，随着工业生产从提高产品质量和降低综合成本的方面考虑，二段式搪瓷内胆得到了快速发展。二段式内胆在成形的过程中，通过深冲加工、减薄拉深加工进行加工程度较高的成型，如对80L典型的内胆来说，直径为382mm时其冲压深度达430mm左右，因此，要求用于二段式搪瓷内胆的钢板具有较好的成形性。另外，由于成品的搪瓷内胆要经受2万次以上高压循环水打压试验，若钢板烧结后的强度不足，则会引起内胆在打压过程中发生变形，从而导致搪瓷剥落，因此，要求用于二段式搪瓷内胆的钢板在搪烧后保持较高的强度。
此外，鳞爆缺陷一直是困扰搪瓷制品质量的最主要问题之一，鳞爆的产生跟氢原子在钢中的溶解度有关。氢的来源有三种：基体钢板中溶解的氢、酸洗和烧成过程产生的氢，最主要来源是烧成时炉内水汽、瓷釉磨加物的结晶水与钢板反应生产的氢。高温烧结过程中水与钢板的铁、碳原子发生化学反应生成氢原子，进入到钢板中，存在于钢板的位错、晶界、空位、夹杂物和析出物等结构附近，随着钢板冷却，氢原子在钢中的溶解度下降，聚集在钢板与搪瓷层界面处，当氢气的压力超过搪瓷层的抗张强度时，冲破瓷层，造成所谓的鳞爆缺陷。在某热水器制造商的极端生产条件下，立式机型在搪烧过程中开口端均向下，不利于水蒸气挥发，因此，要求钢板本身有足够的吸氢场所，来满足较高的抗鳞爆要求。
由此可见，二段式搪瓷内胆要实现成形、耐压、焊接和涂搪等方面的良好匹配，势必要求用于二段式搪瓷内胆的钢板具有良好的深冲性能、较高的搪烧后强度、良好的焊接性能和优良的涂搪性能，尤其是优良的抗鳞爆性能。
现有技术中，针对冷轧深冲搪瓷用钢的设计特点均是以超低碳为基础，硫或氮的含量较高，加入适量的合金元素，以钛元素最为常见。一方面，钛元素可以固定自由的碳、氮、硫原子，降低杂质元素的固溶量，提高钢板的冲压性能；另一方面，钛与碳、氮、硫结合成夹杂物或者第二相，它们可以作为有效的贮氢陷阱，提高钢板的贮氢能力。然而，需要说明的是这样的设计虽然可以同时提高钢板的深冲性能和抗鳞爆性能，但是基板的屈服强度偏低，经过高温烧结后屈服强度会进一步下降，无法满足搪瓷内胆的承压要求，而且在设计中添加了大量的合金元素，制造成本较高。
目前，国内很少有针对性地对二段式搪瓷内胆专用钢板进行开发，我国电热水器生产厂家所使用的二段式搪瓷内胆用钢主要以普冷钢SPCC为主，成分特点是对碳、锰等元素进行微调，不加入钛、铌和硼等合金元素，因此在保证涂搪质量和焊接质量方面均存在一定问题。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢，该深冲内胆用冷轧搪瓷钢以低碳钢为基础，添加适量的硼、氮元素和微量钛、铌元素，辅助添加铜、铬等对搪瓷密着性能有提升的合金元素，可以获得均匀细小的铁素体+片层状和退化的珠光体的微观组织。其中，珠光体可以起到强化基体的作用，同时珠光体中的渗碳体颗粒作为不可逆氢陷阱，可以提高钢的抗鳞爆性能。在化学成分设计中，向钢中添加适量的硼和氮，二者结合生成弥散析出的BN颗粒，不仅可以作为有效的氢陷阱，显著提高钢的抗鳞爆性能，还可以有效提高铁素体生长的能力，以使钢获得良好的成形性。钢中添加微量钛能代替部分硼元素，与氮元素结合成TiN粒子，既降低BN给连铸坯带来的角裂风险，又有利于焊接性能。
该深冲内胆用冷轧搪瓷钢的铁素体晶粒度为7.5-8级，屈服强度为220-280MPa，延伸率为38-43％，氢穿透时间≥8min，经过至少850℃高温搪烧至少12min后的屈服强度≥200MPa。其具有良好的成形性、较高的高温搪烧后强度、优异的焊接性能和优良的抗鳞爆性能，可以有效适用于制作成形要求较高的电热水器搪瓷内胆等。
为了实现上述目的，本发明提供了一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢，其含有质量百分比如下的下述化学元素：
C：0.02-0.06％，0＜Si≤0.08％，Mn：0.1-0.7％，P≤0.055％，S≤0.03％，Al：0.01-0.07％，N：0.002-0.010％，B：0.002-0.009％，Ti：0.002-0.015％，Nb：0.002-0.012％，Cr：0.01-0.08％，以及Cu、Ni和Mo的至少其中一种，其中Cu+Ni+Mo≤0.40％。上式中Cu、Ni和Mo均表示相应元素的质量百分含量。
进一步地，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，其各化学元素质量百分比为：
C：0.02-0.06％，0＜Si≤0.08％，Mn：0.1-0.7％，P≤0.055％，S≤0.03％，Al：0.01-0.07％，N：0.002-0.010％，B：0.002-0.009％，Ti：0.002-0.015％，Nb：0.002-0.012％，Cr：0.01-0.08％，以及Cu、Ni和Mo的至少其中一种，其中Cu+Ni+Mo≤0.40％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。
在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，C在钢中是最基本的强化元素，碳在本发明的钢中主要以少量片层状和退化的珠光体的形式存在，一方面珠光体中的渗碳体颗粒作为有益的贮氢陷阱，对提高钢板的抗鳞爆性能起到补充作用，另一方面，少量片层状和退化的珠光体在高温搪烧时产生极少量的CO、CO2气体，使得搪瓷层的气泡或者针孔缺陷大大降低，有利于提高瓷层质量。但需要注意的是，随着钢中C百分含量的上升，钢的强度提高，塑性和韧性相应下降，本发明的钢板是一种用于搪瓷内胆的深冲内胆用钢，C的质量百分比不宜过高。因此在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中控制C的质量百分比在0.02-0.06％之间。
在一些优选的实施方式中，C的质量百分比可以控制在0.02-0.04％之间。
Si：在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，Si在钢中不形成碳化物，而是以固溶体的形式存在，可以起到固溶强化的作用，同时也在一定程度上可以降低钢的塑性和韧性。Si还可以影响搪瓷用钢的密着性能，适量的Si在高温搪烧过程中形成的SiO2薄膜有利于瓷釉对钢的浸润与渗透，若Si含量过高则阻碍瓷釉与金属界面之间的化学反应。另外，过高的Si含量容易导致制品出现鳞爆缺陷。因此，考虑到成形性能、搪瓷密着性能和抗鳞爆性能，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中控制Si的质量百分比为0＜Si≤0.08％。
在一些优选的实施方式中，Si的质量百分比可以控制为0＜Si≤0.05％。
Mn：在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，添加Mn可以在钢中起到固溶强化的作用。Mn在炼钢时起到脱氧和脱硫的作用，可以消除钢中FeO和FeS，同时产生的MnO和MnS可作为有效“氢陷阱”，在一定程度上降低鳞爆敏感性，MnO与MnS的复合析出，还会将MnS的长条状改善为纺锤状或者椭圆形，避免单纯析出MnS对钢板横向成形性带来的不良影响。但需要注意的是，钢中Mn含量超过0.7％时，会降低钢的塑性、焊接性能和搪瓷密着性能。因此，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中控制Mn的质量百分比在0.1-0.7％之间。
在一些优选的实施方式中，Mn的质量百分比可以控制在0.2-0.5％之间。
P：在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，P是不可避免的杂质元素，虽能提高钢的强度和硬度，但偏析严重，增加回火脆性，降低钢的塑性和韧性；此外，对焊接性能也有不利影响。应严格控制其含量，因此，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中控制P的质量百分比为P≤0.055％。
在一些优选的实施方式中，P的质量百分比可以控制为P≤0.035％。
S：在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，S在钢中通常是有害元素，钢中残余的S元素不可避免可以与Fe形成FeS，引发钢的热脆性，从而降低钢的延展性和韧性。此外，S对钢的焊接性能也不利，会降低钢的耐腐蚀性。因此，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中控制S的质量百分比为S≤0.03％。
在一些优选的实施方式中，S的质量百分比可以控制为S≤0.015％。
Al：在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，Al在钢中通常作为炼钢的脱氧剂而加入。此外，为了避免固溶的N原子引起时效，通常也会加入Al从而形成AlN，一方面能细化晶粒，另一方面也可作为有效“氢陷阱”。但是在本发明中，添加了氮化物形成元素B，因此Al主要起到脱氧或者调整氧含量的作用。在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中控制Al的质量百分比在0.01-0.07％之间。
在一些优选的实施方式中，Al的质量百分比可以控制在0.01-0.04％之间。
B和N：在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，B是强氮化物形成元素。在本发明中，B优先与N形成BN粒子，一方面，BN颗粒与氢原子之间有强烈的亲和作用，另一方面，经过冷轧以后，BN颗粒周围产生大量空位也可以有效贮存氢原子，BN可以强烈影响氢原子在钢中的扩散和容量，从而显著提高钢板的抗鳞爆性能。同时，优先析出的BN颗粒会抑制细小AlN的析出，从而加强晶粒的生长能力，增大铁素体晶粒尺寸，使搪瓷钢获得较好的深冲性能。另外，需要说明的是，B元素还具有抑制钢板高温变形的作用，可有效防止本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢在成形之后的焊接和涂搪过程中发生高温变形。因此，综合考虑抗鳞爆性能、深冲性能和生产稳定性，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中控制B的质量百分比在0.002-0.009％之间，控制N的质量百分比在0.002-0.010％之间。
在一些优选的实施方式中，B的质量百分比可以控制在0.0025-0.0065％之间，N的质量百分比可以控制在0.003-0.008％之间。
Ti：在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，Ti是强碳、氮化物形成元素。在低碳钢中，Ti对钢板强度的影响非常大，本发明所述的搪瓷钢要求具有良好的成形性，因此进行微钛处理。微量Ti在高温可以与N结合成弥散的TiN颗粒，能消耗一部分N元素，避免形成过多的BN颗粒，可有效降低连铸坯出现角部横裂纹的风险。同时，稳定、弥散的TiN颗粒能够控制焊接热影响区的奥氏体晶粒尺寸，从而改善钢的焊接性能。此外，需要说明的是，弥散析出的TiN颗粒还能进一步提高钢的抗鳞爆性能。因此，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中控制Ti的质量百分比在0.002-0.015％之间。
在一些优选的实施方式中，Ti的质量百分比可以控制在0.002-0.008％之间。
Nb：在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，添加微量Nb元素可以有效改善钢板45°方向的性能，使得钢板的各向异性较小，钢板在深拉伸成型后的制耳缺陷少，便于提高生产效率和成材率。此外，Nb以固溶Nb和NbC的形式存在，对再结晶过程起到固溶拖拽和析出钉扎的作用，从而得到细化的晶粒，有效保证钢板高温搪烧后的强度。因此，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中控制Nb的质量百分比在0.002-0.012％之间。
在一些优选的实施方式中，Nb的质量百分比可以控制在0.002-0.006％之间。
Cr：在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，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，有利于提高钢板基体与搪瓷釉之间的结合强度。若钢中Cr含量偏低，则起不到提高搪瓷密着性的作用，而若钢中Cr含量偏高，不仅会造成生产成本增加，还会减缓酸洗过程的进行，不利于获得粗糙表面。因此，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中控制Cr的质量百分比在0.01-0.08％之间。
在一些优选的实施方式中，Cr的质量百分比可以控制在0.02-0.08％之间。
Cu、Ni和Mo：在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，不可避免地存在Cu、Ni和Mo这些元素中的一种或者二种以上，这些元素均对搪瓷密着性能有影响。在高温搪烧过程中，适量的Cu、Ni和Mo含量可以促进瓷釉对金属的浸润，且促进铁与氧化铁在瓷釉中的溶解，形成使金属和搪瓷层紧密结合在一起的良好的过渡层结构。另外，镍的氧化物有利于搪瓷层形成较为均匀的气泡结构，提高搪瓷层质量。然而，需要注意的是，若Cu、Ni和Mo这些元素的含量过高，不仅会增加合金成本，还会减弱金属与瓷釉之间的结合力。因此，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中控制Cu+Ni+Mo≤0.40％。
在一些优选的实施方式中，Cu、Ni和Mo质量百分比可以控制为Cu+Ni+Mo≤0.25％。
进一步地，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，其中B和N的质量百分比含量满足：B/N＝0.8-1.5。式中B和N均表示相应元素的质量百分含量。
在上述技术方案中，本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，在控制单一元素含量的同时，控制B和N的质量百分比含量满足：B/N＝0.8-1.5是因为：在炼钢过程中B属于易烧损元素，很难稳定控制，B含量越高越难控制，当B/N比例过高时，即加入的B元素过多，会形成细小的Fe23(CB)6，从而抑制晶粒生长，损害钢板的深冲性能。而当B/N的比例过低时，钢的抗鳞爆性能差。
进一步地，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，各化学元素还满足下列各式的至少其中之一：
0.4≤B×N×105≤10；
-2≤Ti×(N-14/11B)×105≤12；
式中B、Ti和N均表示相应元素的质量百分含量。
在本发明所述的技术方案中，本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中的B、Ti和N之间的协同关系会影响钢板的性能。当B和N不满足0.4≤B×N×105≤10时，BN在钢中作为有效的不可逆氢陷阱，少量的BN则无法提升钢板的抗鳞爆性能，相应地，过量的BN颗粒会在奥氏体晶界析出，这些粒子在连铸过程中会受到应力作用，应力集中则加速裂纹的形成和扩展，最终导致连铸坯角部横向裂纹，这会大大增加钢板的切边量，降低成材率。
若B、Ti和N之间不满足-2≤Ti×(N-14/11B)×105≤12时，Ti的含量太少则会大大增加BN颗粒造成的连铸坯角裂问题的风险；Ti和N的固溶度积越大，越容易在钢液中形成粗大的TiN颗粒。粗大的TiN颗粒无法起到阻碍晶粒长大的作用，对保证焊接性能和高温搪烧后的强度均不利。TiN颗粒越大，其周围有效表面积越小，即用于贮存氢原子的场所越少，不利于抗鳞爆性能的提升。因此，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，控制B元素、Ti元素和N元素满足上述关系，有助于实现BN和TiN颗粒在钢中适量、细小、弥散分布。
进一步地，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，其各化学元素质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：
C：0.02-0.04％，0＜Si≤0.05％，Mn：0.2-0.5％，P≤0.035％，S≤0.015％，Al：0.01-0.04％，N：0.003-0.008％，B：0.0025-0.0065％，Ti：0.002-0.008％，Nb：0.002-0.006％，Cr：0.02-0.08％，以及Cu、Ni和Mo的至少其中一种，其中Cu+Ni+Mo≤0.25％。
进一步地，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，其微观组织为均匀细小的铁素体+片层状和退化的珠光体，其中珠光体的相比例＜3％；其中所述珠光体(包括片层状珠光体和退化的珠光体)中的渗碳体颗粒与铁素体之间存在大量空位。
进一步地，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，其中片层状的珠光体位于铁素体三叉晶界处，退化的珠光体中的渗碳体颗粒位于铁素体晶界和晶粒内部。
进一步地，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，其中铁素体晶粒度为7.5-8级。
进一步地，在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，其性能满足下述各项的至少其中之一：屈服强度为220-280MPa，延伸率为38-43％，氢穿透时间≥8min，经过至少850℃高温搪烧至少12min后的屈服强度≥200MPa。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢的制造方法，该制造方法采用了合适的控轧控冷工艺和高温快速连续退火工艺，可以实现钢中硼、钛和铌碳氮化物的弥散分布，从而得到均匀细小的铁素体+少量片层状和退化的珠光体组织，采用该制造方法制得的深冲内胆用冷轧搪瓷钢的铁素体晶粒度为7.5-8级，屈服强度为220-280MPa，延伸率为38-43％，氢穿透时间≥8min，经过至少850℃高温搪烧至少12min后的屈服强度≥200MPa，具有良好的成形性、较高的高温搪烧后强度、优异的焊接性能和优良的抗鳞爆性能，可以有效适用于制作成形要求较高的电热水器搪瓷内胆等。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢的制造方法，包括步骤：
(1)冶炼、精炼和连铸；
(2)板坯加热；
(3)热轧和卷取；
(4)酸洗；
(5)冷轧：控制冷轧压下率为60-70％；
(6)连续退火：均热温度为800-830℃，均热时间为100-150s，过时效温度为350-450℃之间，过时效时间为250-350s；
(7)平整。
在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢的制造方法中，步骤(1)中的冶炼和精炼操作可以去除钢液中的氮气、氢气等有害气体，实现脱碳和脱氧，并可以根据最终目标均匀钢水的成分和温度。此外，在步骤(1)的连铸操作中，钢水可以运至回转台，经过中间包、结晶器、二次冷却段、拉矫机等设备，从而获得形状、表面质量和内部结构良好的连铸坯。
在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(4)中，酸洗可以有效去除热轧带钢表面的氧化铁皮，以方便后续操作。
在步骤(5)的冷轧操作中，冷轧压下率会影响钢的成形性和抗鳞爆性能。一般来讲，压下率越大，钢板的形变储存能越大，退火时越容易发生再结晶，有利于再结晶织构的充分发展。第二相颗粒在冷轧过程中被碾碎，从而在其周围与铁素体基体之间形成空位，有助于阻碍氢原子的扩散，冷轧压下率越大，空位越多，抗鳞爆性能越强。当冷轧压下率低于60％时，难以获得较好的成形性能，而若冷轧压下率高于70％，则冷轧带钢的变形抗力太大，超出机组的承载能力。因此在本发明所述制造方法的步骤(5)中控制冷轧压下率为60-70％。
相应地，在上述步骤(6)中，采用了高温快速的连续退火工艺，控制均热温度为800-830℃，控制均热时间为100-150s，控制过时效温度在350-450℃之间，控制过时效时间为250-350s。可以与冷轧工艺相互配合，实现再结晶织构的形成与发展，从而获得均匀细小的铁素体晶粒，促进钢板强度和塑性的同时提升，同时渗碳体颗粒也可以在退火过程中重新溶解与析出，有利于钢板发挥抗鳞爆性能。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，加热温度为1100-1250℃。
在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢的制造方法中，在步骤(2)中，加热温度为1100-1250℃可得到均匀的奥氏体组织。如果加热温度低于1100℃，则钢的变形抗力大，热轧难以进行。相应地，若加热温度高于1250℃，钢坯在加热过程中容易发生脱碳、氧化铁皮厚重等问题。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制热轧的终轧温度为880-920℃，控制卷取温度为680-720℃。
在本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢的制造方法中，在所述步骤(3)中，控制热轧的终轧温度为880-920℃。这是因为：如果终轧温度低于880℃，终轧进入两相区，得到块状先析铁素体和形变奥氏体转变的细小铁素体混合组织，会对钢板的力学性能产生不利的影响。而若终轧温度高于920℃，则形变奥氏体容易发生回复，不利于铁素体晶粒的细化。
此外，在本发明中采取较高的卷取温度，控制在卷取温度680-720℃之间，不仅有利于提高钢板的成形性能，还有利于第二相颗粒充分的弥散析出，可以有效提高钢的抗鳞爆性能。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(7)中，控制平整压下率为0.8-1.2％。
上述方案中，在所述步骤(7)中，控制平整压下率为0.8-1.2％进行平整后，不仅可以改善钢板的平直度和表面光洁度，并且钢板在存放一段时间后进行冲压时可不出现“屈服平台”。
本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：
本发明所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢以低碳钢为基础，添加适量的硼、氮元素和微量钛、铌元素，辅助添加铜、铬等对搪瓷密着性能有提升的合金元素，获得均匀细小的铁素体+片层状和退化的珠光体的微观组织。其中，珠光体可以起到强化基体的作用，同时珠光体中的渗碳体颗粒作为不可逆氢陷阱，可以提高钢的抗鳞爆性能。在化学成分设计中，向钢中添加适量的硼和氮，二者结合生成弥散析出的BN颗粒，不仅可以作为有效的氢陷阱，显著提高钢的抗鳞爆性能，还可以有效提高铁素体生长的能力，以使钢获得良好的成形性。钢中添加微量钛能代替部分硼元素，与氮元素结合成TiN粒子，既降低BN给连铸坯带来的角裂风险，又有利于焊接性能。
该深冲内胆用冷轧搪瓷钢的铁素体晶粒度为7.5-8级，屈服强度为220-280MPa，延伸率为38-43％，氢穿透时间≥8min，经过至少850℃高温搪烧至少12min后的屈服强度≥200MPa。其具有良好的成形性、较高的高温搪烧后强度、优异的焊接性能和优良的抗鳞爆性能，可以有效适用于制作成形要求较高的电热水器搪瓷内胆等。
此外，本发明所述的制造方法采用了合适的控轧控冷工艺和高温快速连续退火工艺，实现硼、钛和铌的碳氮化物的弥散分布，使得采用本发明所述的制造方法所获得的深冲内胆用冷轧搪瓷钢得到均匀细小的铁素体+少量片层状和退化的珠光体组织，其中，片层状珠光体位于铁素体三叉晶界处，退化的珠光体的渗碳体颗粒位于铁素体晶界和晶粒内部，有效保证了制得的深冲内胆用冷轧搪瓷钢具有较高的高温搪烧后强度、高成形性和优良的抗鳞爆等特性。
附图说明
图1为实施例1的深冲内胆用冷轧搪瓷钢的显微组织图。
图2显示了实施例1的深冲内胆用冷轧搪瓷钢的微观组织中典型的珠光体形貌。
图3显示了实施例1的深冲内胆用冷轧搪瓷钢的微观组织中退化的珠光体组形貌。
图4显示了实施例1的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中硼元素的存在位置。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例和说明书附图对本发明所述的深冲内胆用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列出了实施例1-6的深冲内胆用冷轧搪瓷钢和对比例1-2搪瓷钢中各化学元素质量百分比。
表1.(wt％，余量为Fe和其他除了S、P以外的不可避免的杂质)
Figure BDA0002495954160000111
本发明所述实施例1-6的深冲内胆用冷轧搪瓷钢和对比例1-2搪瓷钢均采用以下步骤制得：
(1)冶炼、精炼和连铸；
(2)板坯加热：加热温度为1100-1250℃，控制加热时间使板坯充分奥氏体化之后，进行热轧；
(3)热轧和卷取：控制热轧的终轧温度为880-920℃，轧后进行水冷、空冷或者缓冷，随后进行卷取，控制卷取温度为680-720℃；
(4)酸洗；
(5)冷轧：控制冷轧压下率为60-70％；
(6)连续退火：均热温度为800-830℃，均热时间为100-150s，过时效温度为350-450℃之间，过时效时间为250-350s；
(7)平整：控制平整压下率为0.8-1.2％。
表2-1和表2-2列出了实施例1-6的深冲内胆用冷轧搪瓷钢和对比例1-2搪瓷钢的具体工艺参数。
表2-1.
Figure BDA0002495954160000121
表2-2.
Figure BDA0002495954160000122
需要说明的是，实际操作过程中过时效温度是变化的，并非是稳定在一个固定值，而是在过时效时间段内，温度逐步降低，因此在表2-2的步骤(6)中的过时效温度在各实施例和对比例中呈现为一段范围值而不是点值。
将实施例1-6的深冲内胆用冷轧搪瓷钢和对比例1-2搪瓷钢进行各项性能测试，具体测试方法如下所述：
对实施例1-6和对比例1-2的冷轧搪瓷用钢进行高温模拟搪烧试验，搪烧温度为850℃，在炉时间为12min，测得其力学性能结果见表3。
对实施例1-6和对比例1-2的冷轧搪瓷用钢采用湿法涂搪涂搪工艺，首先钢板经过前处理获得适宜涂搪的表面，然后将铺满釉浆的钢板置于110℃的干燥炉内进行烘干，最后在高温炉内进行烧成，搪烧温度为850℃，在炉时间为12min，搪瓷后的钢板空冷至室温后，按照欧洲标准EN 10209-2013检测密着性能，钢球从750mm高度落下冲击搪瓷后的钢板表面，通过观察瓷釉与钢板的结合程度判断密着等级，并将搪瓷后的钢板放置72h以上，观察鳞爆情况。为了进一步衡量钢板的抗鳞爆性能，按照欧标EN 10209-2013对钢板的氢渗透值进行测试，换算成1mm厚的氢穿透时间。
表3列出了实施例1-6的深冲内胆用冷轧搪瓷钢和对比例1-2搪瓷钢的各项性能测试结果。
表3.
Figure BDA0002495954160000131
注：A1代表密着性能最好，A4代表密着性能最差。
结合表1至表3可以看出，对比例1的冷轧搪瓷用钢的B含量偏低，从而造成钢板中有效的氢陷阱数量不足，无法有效提升抗鳞爆性能，尤其开口均朝下的特殊机型在高温搪烧时容易出现鳞爆缺陷。对比例2的冷轧搪瓷用钢的Ti含量偏高，除了形成粗大的TiN和TiS颗粒外，还会析出细小弥散的TiC，造成强度上升，延伸率下降，此外，Ti在高温时容易形成TiO2，导致钢板的密着等级大幅下降。
由表3可看出，本发明实施例1-6的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中珠光体的相比例均＜3％，铁素体晶粒度均为7.5-8级，其纵向屈服强度均在220-280MPa之间，延伸率在38.0-43.0％之间，并且经过至少850℃高温搪烧至少12min后的屈服强度≥200MPa。此外，钢板经过单面湿法涂搪之后，搪瓷层与钢板的结合程度良好，为A1级，且长时间放置无鳞爆现象产生。经测试，钢板的氢穿透值(换算成1mm厚)≥8min，超过了欧标EN 10209-2013中规定的门槛值6.7min，由此可见本发明各实施例的深冲内胆用冷轧搪瓷钢在双面涂搪的情况下也不会发生鳞爆，具有优异的抗鳞爆性能。
图1为实施例1的深冲内胆用冷轧搪瓷钢的显微组织图。
如图1所示，在本发明所述的实施例1的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，其微观组织为多边形铁素体和少量片层状和退化的珠光体，片层状珠光体分布于铁素体的三叉晶界处，退化的珠光体的渗碳体颗粒分布于铁素体晶界和晶粒内部。
图2显示了实施例1的深冲内胆用冷轧搪瓷钢的微观组织中典型的珠光体形貌。
图3显示了实施例1的深冲内胆用冷轧搪瓷钢的微观组织中退化的珠光体组形貌。
结合图2和图3可以看出，在本发明所述的实施例1的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，珠光体除了典型的片层状珠光体，还有一些退化的珠光体组织，其渗碳体不连续、趋向于椭圆形或者长条形，这可能是由于B的添加降低了钢中固溶碳的含量，因此无法形成完整的片层状珠光体结构。由图3可以看出，退化的珠光体渗碳体颗粒存在于铁素体晶界和晶粒内部，研究表明，BN或者碳化硼在晶界偏聚，阻碍了碳化物在晶界上析出，倾向于在基体上析出。
图4显示了实施例1的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中硼元素的存在位置。
在本发明实施例1的深冲内胆用冷轧搪瓷钢中，钢中B元素不以单质原子的形式存在，而是与N元素或者C元素结合成复杂化合物BN或者碳化硼颗粒，偏聚在晶界处或者晶内的渗碳体上。
需要注意的是，以上所列举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 (13)

1.一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢，其特征在于，其含有质量百分比如下的下述化学元素：
C：0.02-0.06％，0＜Si≤0.08％，Mn：0.1-0.7％，P≤0.055％，S≤0.03％，Al：0.01-0.07％，N：0.002-0.010％，B：0.002-0.009％，Ti：0.002-0.015％，Nb：0.002-0.012％，Cr：0.01-0.08％，以及Cu、Ni和Mo的至少其中一种，其中Cu+Ni+Mo≤0.40％。
2.如权利要求1所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢，其特征在于，其各化学元素质量百分比为：
C：0.02-0.06％，0＜Si≤0.08％，Mn：0.1-0.7％，P≤0.055％，S≤0.03％，Al：0.01-0.07％，N：0.002-0.010％，B：0.002-0.009％，Ti：0.002-0.015％，Nb：0.002-0.012％，Cr：0.01-0.08％，以及Cu、Ni和Mo的至少其中一种，其中Cu+Ni+Mo≤0.40％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢，其特征在于，其中B和N的质量百分比含量满足：B/N＝0.8-1.5。
4.如权利要求1或2所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢，其特征在于，各化学元素还满足下列各式的至少其中之一：
0.4≤B×N×105≤10；
-2≤Ti×(N-14/11B)×105≤12。
5.如权利要求1或2所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢，其特征在于，其各化学元素质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：
C：0.02-0.04％，0＜Si≤0.05％，Mn：0.2-0.5％，P≤0.035％，S≤0.015％，Al：0.01-0.04％，N：0.003-0.008％，B：0.0025-0.0065％，Ti：0.002-0.008％，Nb：0.002-0.006％，Cr：0.02-0.08％，以及Cu、Ni和Mo的至少其中一种，其中Cu+Ni+Mo≤0.25％。
6.如权利要求1或2所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢，其特征在于，其微观组织为均匀细小的铁素体+片层状和退化的珠光体，其中珠光体的相比例＜3％；其中所述珠光体中的渗碳体颗粒与铁素体之间存在大量空位。
7.如权利要求6所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢，其特征在于，其中片层状的珠光体位于铁素体三叉晶界处，退化的珠光体中的渗碳体颗粒位于铁素体晶界和晶粒内部。
8.如权利要求1或2所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢，其特征在于，其中铁素体晶粒度为7.5-8级。
9.如权利要求1或2所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢，其特征在于，其性能满足下述各项的至少其中之一：屈服强度为220-280MPa，延伸率为38-43％，氢穿透时间≥8min，经过至少850℃高温搪烧至少12min后的屈服强度≥200MPa。
10.一种如权利要求1-9中任意一项所述的深冲内胆用冷轧搪瓷钢的制造方法，其特征在于，包括步骤：
(1)冶炼、精炼和连铸；
(2)板坯加热；
(3)热轧和卷取；
(4)酸洗；
(5)冷轧：控制冷轧压下率为60-70％；
(6)连续退火：均热温度为800-830℃，均热时间为100-150s，过时效温度为350-450℃之间，过时效时间为250-350s；
(7)平整。
11.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，加热温度为1100-1250℃。
12.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制热轧的终轧温度为880-920℃，控制卷取温度为680-720℃。
13.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(7)中，控制平整压下率为0.8-1.2％。
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