CN115110000B - 一种330MPa级冷轧搪瓷用钢及其生产方法 - Google Patents

一种330MPa级冷轧搪瓷用钢及其生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN115110000B
CN115110000B CN202210739763.2A CN202210739763A CN115110000B CN 115110000 B CN115110000 B CN 115110000B CN 202210739763 A CN202210739763 A CN 202210739763A CN 115110000 B CN115110000 B CN 115110000B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
enamel
temperature
equal
percent
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202210739763.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN115110000A (zh
Inventor
张宜
张建
汪建威
王占业
汤亨强
李进
吴浩
俞波
裴东扬
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Maanshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN202210739763.2A priority Critical patent/CN115110000B/zh
Publication of CN115110000A publication Critical patent/CN115110000A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN115110000B publication Critical patent/CN115110000B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C22C33/06—Making ferrous alloys by melting using master alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明公开了一种330MPa级冷轧搪瓷用钢及其生产方法，属于金属材料技术领域。本发明的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢，搪瓷用钢的化学成分按重量百分比计，包括：C：0.04％～0.07％；Si≤0.03％；Mn：0.50％～0.90％；P≤0.015％；S≤0.015％；Al：0.010％～0.060％；Ti：0.030％～0.060％；Nb：0.010％～0.040％；N≤0.0060％；O≤0.0040％，其余为Fe与不可避免的杂质，且满足1.94Ti+Nb≥1.5C+6.64N+2.91O。针对于现有技术中的不足之处，本发明拟提供一种330MPa级冷轧搪瓷用钢及其生产方法，采用低碳添加Ti、Nb，控制成分比例，配合合理的工艺，生产出一种搪烧性能优异的冷轧搪瓷用钢，其强度与塑性合理匹配，搪烧性能优异，产品搪瓷后具有优异的抗鳞爆性能和密着性能。

Description

一种330MPa级冷轧搪瓷用钢及其生产方法
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，更具体地说，涉及一种330MPa级冷轧搪瓷用钢及其生产方法。
背景技术
搪瓷钢板，是指一种将无机玻璃质材料通过熔融凝于基体钢板并与钢板牢固结合在一起的新型复合材料。在钢板表面进行瓷釉涂搪可以防止钢板生锈，使钢板在受热时不至于在表面形成氧化层并且能抵抗各种液体的侵蚀。搪瓷制品不仅安全无毒，易于洗涤洁净，可以广泛地用作日常生活中使用的饮食器具和洗涤用具，而且在特定的条件下，瓷釉涂搪在金属坯体上表现出的硬度高、耐高温、耐磨以及绝缘作用等优良性能，使搪瓷制品有了更加广泛的用途。
做承压容器的搪瓷钢，搪烧后需要具有一定的强度要求，在820～890℃搪烧5～10min冷却至室温屈服强度≥300MPa。目前的冷轧搪瓷用钢多为深冲级或冲压级冷轧搪瓷用钢，不能满足承压容器的搪瓷钢的服役寿命要求。部分高强搪瓷用钢虽然强度能满足要求，但塑性偏低，不能满足承压容器的成形要求。
经检索，有关搪瓷钢已有专利文献公开，如中国专利公开号为CN101356295B的专利，名称为：抗鳞爆性显著优异的连铸搪瓷用钢板及其制造方法，提供通过使钢板内的空隙形成能力提高来增大捕集氢的能力的抗鳞爆性显著优异的连铸搪瓷用钢板及其制造方法，钢板的钢成分，按质量％计，为：C：0.010％以下、Mn：0.03～1.30％、Si：0.100％以下、Al：0.030％以下、N：0.0055％以下、P：0.035％以下、S：0.08％以下、O：0.005～0.085％、B：0.0003～0.0250％，钢板内存在B或Mn的质量浓度不同的非一体的或一体的氧化物。在使其最高浓度与最低浓度之比为1.2以上的同时，在非一体的场合，使其以下述方式存在：浓度不同的氧化物的中心间的直线距离为0.10μm以上、20μm以内，并且，连结两方的氧化物的中心的直线与轧制方向构成±10°以内的角度。该专利主要以三氧化二硼和氧化锰作为“捕氢”陷阱提高钢板的抗鳞爆性能，且不能满足高强用途。
又如中国专利公开号为CN104928577B，《一种具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板及其制造方法》涉及一种具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其化学元素质量百分比含量为：C：0.011～0.030％；Mn：0.10～0.50％；S：0.005～0.020％；Al：0.005～0.050％；N：0.003～0.010％；B：0.0010～0.0050％；Ti：0.001～0.020％；余量为Fe和不可避免的杂质。相应地，本发明还公开了该钢板的制造方法。本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，不仅具有高扩孔率、优良的抗鳞爆性能和贮氢能力，此外还具有高温烘烤硬化性能。该专利钢板屈服强度小于260MPa，不能满足高强用途。
再如中国专利公开号为CN105177411B，名称为：适宜连续退火生产的含硼冷轧搪瓷钢及其制造方法，涉及一种适宜连续退火生产的含硼冷轧搪瓷钢及其制造方法，该钢化学成分质量百分比为：C0.03-0.05％；Si≤0.02％；Mn0.20-0.40％；P≤0.020％；S0.020-0.035％；Als0.020-0.07％；B0.0010-0.0020％；N0.0020-0.0060％；余量为Fe和不可避免的杂质。可用于薄规格热水器内胆和地铁、隧道的装饰面板，屈服强度200-240MPa，抗拉强度290-340MPa，延伸率38-44％，硬化指数n值大于0.20，平均塑性应变比rm值大于1.6，1mm厚钢板氢滞后时间大于50min，搪瓷后不发生鳞爆，搪瓷密着性能达到国家标准。该专利主要在低碳铝镇静钢的基础上增S，添加N、B，以BN和MnS作为“捕氢”陷阱，提高钢板的抗鳞爆性能，其屈服强度为200-240MPa，不能满足高强用途。
发明内容
1.发明要解决的技术问题
针对于现有技术中的不足之处，本发明拟提供一种330MPa级冷轧搪瓷用钢及其生产方法，采用低碳添加Ti、Nb，控制成分比例，配合合理的工艺，生产出一种搪烧性能优异的冷轧搪瓷用钢，其强度与塑性合理匹配，搪烧性能优异，产品搪瓷后具有优异的抗鳞爆性能和密着性能。
2.技术方案
为达到上述目的，本发明提供的技术方案为：
本发明的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢，搪瓷用钢的化学成分按重量百分比计，包括：C：0.04％～0.07％；Si≤0.03％；Mn：0.50％～0.90％；P≤0.015％；S≤0.015％；Al：0.010％～0.060％；Ti：0.030％～0.060％；Nb：0.010％～0.040％；N≤0.0060％；O≤0.0040％，其余为Fe与不可避免的杂质，且满足1.94Ti+Nb≥1.5C+6.64N+2.91O。
本发明中的合金元素的主要作用如下：
C：C是提高强度最经济且最有效的固溶强化元素，C含量增加，形成的珠光体增加，强度增加，但钢的塑性和成形性降低，且对焊接性不利，另外C含量过高，在搪烧过程中，会产生大量的气泡，导致搪烧后出现针孔缺陷，因此从经济性和综合性能考虑，本发明中C百分含量控制范围为0.04％～0.07％。
Si：Si含量过高，钢板表面氧化铁皮不易去除，表面容易形成由于氧化物压入的微裂纹，进而作为裂纹源易导致钢板在冷成形过程中开裂，因此本发明中Si百分含量控制范围为≤0.03％。
Mn：Mn能降低奥氏体转变成铁素体的相变温度，正好能够弥补因C元素含量降低带来的奥氏体转变成铁素体的相变温度升高，扩大热加工温度范围，有利于细化铁素体晶粒尺寸，但Mn含量过高，铸坯在连铸过程中Mn偏析程度增大，钢板厚度中心部位易形成珠光体或贝氏体的带状组织，对塑性、焊接性能、疲劳性能都不利，综合考虑，本发明中Mn百分含量控制范围为0.50％～0.90％。
P：P在γ-Fe和α-Fe中的扩散速度小，易形成偏析，对钢板成形性能、低温冲击韧性和焊接性能不利，因此本发明中P百分含量控制范围为≤0.015％。
S：S可以与Mn化合形成MnS，MnS是一种塑性优良的夹杂物，是良好的贮氢陷阱，对提高钢板的抗鳞爆性能非常有利，但S含量过高会恶化钢板的焊接性能，且对钢板搪瓷后的密着性能不利，结合本发明中的Mn元素含量，综合考虑，本发明中S百分含量控制范围为≤0.015％。
Al：Al作为主要脱氧剂，同时铝对细化晶粒也有一定作用。铝的缺点是影响钢的热加工性能、焊接性能和切削加工性能。本发明中Al百分含量控制范围为0.010％～0.060％。
Ti：Ti与C、N有较强的亲合力，能与C和S等生成稳定型化合物，如TiN或Ti(CN)、Ti4C2S2或TiS。这些相远比Fe3C稳定，搪烧温度下也不会分解，由此阻止了搪烧过程中CO、CO2等气体的产生，可提高钢板抗鳞爆性，减少了瓷面的针孔、气泡等缺陷。Ti与S形成的稳定型化合物不仅同样能使钢脱硫，并且促使硫分布变得均匀，这就避免了由于硫而引起的种种缺陷。但是Ti含量过高的钢板密着性变差，本发明中Ti百分含量控制范围为0.030％～0.060％。
Nb：Nb是碳化物和氮化物的形成元素，在钢中大部分以碳化物、氮化物、碳氮化物形式存在，不仅可以提供捕氢陷阱，还有阻止奥氏体晶粒粗化、细化铁素体晶粒、提高奥氏体再结晶温度、改善焊接性能的作用，提高搪烧前后强度稳定性。本发明中Nb百分含量控制范围为0.010％～0.040％。
N：N能提高钢的强度，低温韧性和焊接性，增加时效敏感性。本发明中N百分含量控制范围为≤0.0060％。
O：O是钢中的有害元素，导致钢产生热脆性，钢中氧含量高，会影响Ti、Nb与C、N的结合。本发明中O百分含量控制范围为≤0.0040％。
作为本发明更进一步的改进，搪瓷用钢的屈服强度330～400MPa，抗拉强度390～500MPa，A50延伸率≥32％，且该搪瓷用钢在搪烧前后屈服强度的降低值≤40MPa。
作为本发明更进一步的改进，搪瓷用钢的金相组织铁素体+少量珠光体，晶粒度级别为10.0～11.0。
本发明的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，包括以下生产步骤：铁水预处理-转炉冶炼-合金微调站-RH炉精炼-加热炉加热-热轧-冷轧-退火，其中加热炉加热工序中，当采用铸坯冷装工艺时，将铸坯温度加热至1100℃的时间控制在2.5h以内，铸坯处于1100℃～1200℃之间的加热时间为0.5h～1h，且铸坯出炉温度为1180℃～1200℃；当采用铸坯热装工艺时，均热段温度为1100℃～1200℃，均热段时间为0.5h～1h，铸坯在加热炉内的总时长控制在3h以内，且铸坯出炉温度为1180℃～1200℃。
作为本发明更进一步的改进，退火工艺中，连续退火炉内均热段温度为760℃～800℃，均热段加热时间为30s～100s，且均热段温度T的目标值T目标、均热段加热时间S、产品厚度H三者的关系符合T目标＝3S/H+28H+600，其中均热段温度T＝T目标±5℃。
作为本发明更进一步的改进，转炉冶炼过程中先加铌铁，使铁水中铌的含量达到目标值，然后加钛铁，使铁水中钛的含量达到目标值；并采用自循环废钢出钢，强化转炉脱磷，加强挡渣操作，在出钢过程加入石灰和脱氧剂。
作为本发明更进一步的改进，在RH炉精炼过程中采用轻处理工艺，如需吹氧，则根据温度和氧位在前中期吹入氧气，并保证破空前的净循环时间不小于6min。
作为本发明更进一步的改进，热轧工艺中控制终轧温度为860℃～880℃，且控制卷取温度为580℃～620℃。
作为本发明更进一步的改进，冷轧工艺中冷轧总压下率为60％～75％。
作为本发明更进一步的改进，对冷轧后的钢板进行湿平整，且湿平整的延伸率控制为0.6％～1.5％。
3.有益效果
采用本发明提供的技术方案，与现有技术相比，具有如下有益效果：
(1)本发明的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢，采用低碳添加Ti、Nb，控制成分比例，配合合理的工艺，在钢板内形成适量Ti、Nb的化合物，为“捕氢”陷阱，强度与塑性合理匹配，搪烧性能优异，产品搪瓷后具有优异的抗鳞爆性能和密着性能，同时不增加连铸生产难度。
(2)本发明的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢，由于Ti和Nb是碳化物和氮化物的形成元素，可以形成TiN、Ti(CN)、TiC，NbN、Nb(CN)、NbC几种化合物作为储氢“陷阱”提高钢板的抗鳞爆性能，但Ti和Nb与O有极强的亲和力形成Ti2O3和Nb2O3，为了使钢中的TiN、Ti(CN)、TiC，NbN、Nb(CN)、NbC数量满足要求，根据化合物关系式和元素分子量计算，Ti和Nb的含量需要满足公式1.94Ti+Nb≥1.5C+6.64N+2.91O。
(3)本发明的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢，Ti与C、N有较强的亲合力，能与C和S等生成稳定型化合物，如TiN或Ti(CN)、Ti4C2S2或TiS。这些相远比Fe3C稳定，搪烧温度下也不会分解，由此阻止了搪烧过程中CO、CO2等气体的产生，能够有效提高钢板的抗鳞爆性能，减少了瓷面的针孔、气泡等缺陷。Ti与S形成的稳定型化合物不仅同样能使钢脱硫，并且促使硫分布变得均匀，这就避免了由于硫而引起的种种缺陷。同时Nb是碳化物和氮化物的形成元素，在钢中大部分以碳化物、氮化物、碳氮化物形式存在，不仅可以提供捕氢陷阱，还有阻止奥氏体晶粒粗化、细化铁素体晶粒、提高奥氏体再结晶温度、改善焊接性能的作用，提高搪烧前后强度稳定性，保证搪烧后的强度满足使用需求。
(4)本发明的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，主要是通过合理的化学成分设计，并通过热轧、连轧、连续退火、平整工序生产一种搪瓷用冷轧钢板，其屈服强度为330MPa～400MPa，抗拉强度390～500MPa，A50延伸率≥30％，组织为铁素体+少量珠光体，产品搪瓷后，具有优异的抗鳞爆性能和密着性能，在850～890℃搪烧5～10min冷却至室温，搪烧前后屈服强度降低值≤40MPa。。
(5)本发明的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，将铸坯在加热炉内的总时间控制在3h以内，铸坯出炉温度控制在1180℃～1200℃，其目的是减少铸坯表面氧化铁皮厚度、提高铸坯晶粒均匀性、防止晶粒过渡长大，不仅能够在保证搪瓷用钢强度的前提条件下，有效保证搪烧前的搪瓷用钢强度不过高，避免增加后续连铸生产的难度，同时还能够使得搪烧前后屈服强度降低值≤40MPa，满足搪瓷用钢的使用需求。其中铸坯在炉时间过长，容易导致铸坯内部奥氏体晶粒粗大，铸坯表面氧化铁皮增多，且铸坯处于1100℃～1200℃之间的时间过长，易导致铸坯内部奥氏体晶粒粗大，时间过短，则又会使得铸坯内外温差大，导致铸坯内、外部晶粒不均匀。
(6)本发明的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，连续退火炉内均热段温度为760℃～800℃，均热段加热时间为30s～100s，且均热段温度T的目标值T目标、均热段加热时间S、产品厚度H三者的关系符合T目标＝3S/H+28H+600，均热段温度T＝T目标±5℃，能够有效保证不同厚度规格的搪瓷用钢产品具备稳定性良好的组织性能、力学性能以及搪瓷性能。
附图说明
图1为本发明中实施例1搪烧后的搪瓷用钢的宏观图片；
图2为本发明中对比例1搪烧后的搪瓷用钢的宏观图片；
图3为本发明中实施例1的搪瓷用钢的金相组织。
具体实施方式
为进一步了解本发明的内容，结合附图对本发明作详细描述。
在本发明的描述中，需要说明的是，术语“中心”、“上”、“下”、“左”、“右”、“竖直”、“水平”、“内”、“外”等指示的方位或位置关系为基于附图所示的方位或位置关系，仅是为了便于描述本发明和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本发明的限制。此外，术语“第一”、“第二”、“第三”仅用于描述目的，而不能理解为指示或暗示相对重要性。
下面结合实施例对本发明作进一步的描述。
实施例1
本实施例的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢，其化学成分按重量百分比计，包括：C：0.04％～0.07％；Si≤0.03％；Mn：0.50％～0.90％；P≤0.015％；S≤0.015％；Al：0.010％～0.060％；Ti：0.030％～0.060％；Nb：0.010％～0.040％；N≤0.0060％；O≤0.0040％，其余为Fe与不可避免的杂质，且满足1.94Ti+Nb≥1.5C+6.64N+2.91O。具体地，本实施例中C：0.052％；Si：0.026％；Mn：0.88％；P：0.013％；S：0.01:2％；Al：0.056％；Ti：0.058％；Nb：0.015％；N：0.0015％；O：0.0031％，其余为Fe与不可避免的杂质，且满足1.94Ti+Nb＝1.94*0.058+0.015＝0.12752＞1.5C+6.64N+2.91O＝1.5*0.052+6.64*0.0015+2.91*0.0031＝0.096981。
由于Ti和Nb是碳化物和氮化物的形成元素，可以形成TiN、Ti(CN)、TiC，NbN、Nb(CN)、NbC几种化合物作为储氢“陷阱”提高钢板的抗鳞爆性能，但Ti和Nb与O有极强的亲和力形成Ti2O3和Nb2O3，为了使钢中的TiN、Ti(CN)、TiC，NbN、Nb(CN)、NbC数量满足要求，根据化合物关系式和元素分子量计算，Ti和Nb的含量需要满足公式1.94Ti+Nb≥1.5C+6.64N+2.91O。
本实施例中采用低碳添加Ti、Nb，控制成分比例，配合合理的工艺，在钢板内形成适量Ti、Nb的化合物，为“捕氢”陷阱，能够有效提升搪瓷用钢抗鳞爆性能和密着性能。其中Ti与C、N有较强的亲合力，能与C和S等生成稳定型化合物，如TiN或Ti(CN)、Ti4C2S2或TiS。这些相远比Fe3C稳定，搪烧温度下也不会分解，由此阻止了搪烧过程中CO、CO2等气体的产生，能够有效提高钢板的抗鳞爆性能，减少了瓷面的针孔、气泡等缺陷。Ti与S形成的稳定型化合物不仅同样能使钢脱硫，并且促使硫分布变得均匀，这就避免了由于硫而引起的种种缺陷。同时Nb是碳化物和氮化物的形成元素，在钢中大部分以碳化物、氮化物、碳氮化物形式存在，不仅可以提供捕氢陷阱，还有阻止奥氏体晶粒粗化、细化铁素体晶粒、提高奥氏体再结晶温度、改善焊接性能的作用，提高搪烧前后强度稳定性，保证搪烧后的强度满足使用需求。
本实施例的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，包括以下生产步骤：铁水预处理-转炉冶炼-合金微调站-RH炉精炼-加热炉加热-热轧-冷轧-退火，其中加热炉加热工序中，当采用铸坯冷装工艺(铸坯入炉温度≤400℃)时，将铸坯温度加热至1100℃的时间控制在2.5h以内，铸坯处于1100℃～1200℃之间的加热时间为0.5h～1h，且铸坯出炉温度为1180℃～1200℃；当采用铸坯热装工艺(铸坯入炉温度＞400℃)时，均热段温度为1100℃～1200℃，均热段时间为0.5h～1h，铸坯在加热炉内的总时长控制在3h以内，且铸坯出炉温度为1180℃～1200℃。具体地，本实施例中在加热炉加热工序中，采用铸坯冷装工艺，2h将铸坯温度加热至1100℃，铸坯处于1100℃～1180℃之间的加热时间为1h。本实施例中将铸坯在加热炉内的总时间控制在3h以内，铸坯出炉温度控制在1180℃～1200℃，其目的是减少铸坯表面氧化铁皮厚度、提高铸坯晶粒均匀性、防止晶粒过渡长大，不仅能够在保证搪瓷用钢强度的前提条件下，有效保证搪烧前的搪瓷用钢强度不过高，避免增加后续连铸生产的难度，同时还能够使得搪烧前后屈服强度降低值≤40MPa，满足搪瓷用钢的使用需求。其中铸坯在炉时间过长，容易导致铸坯内部奥氏体晶粒粗大，铸坯表面氧化铁皮增多，且铸坯处于1100℃～1200℃之间的时间过长，易导致铸坯内部奥氏体晶粒粗大，时间过短，则又会使得铸坯内外温差大，导致铸坯内、外部晶粒不均匀。
本实施例中退火工艺中，连续退火炉内均热段温度为760℃～800℃，均热段加热时间为30s～100s，且均热段温度T的目标值T目标、均热段加热时间S、产品厚度H三者的关系符合T目标＝3S/H+28H+600，其中均热段温度T＝T目标±5℃，能够有效保证不同厚度规格的搪瓷用钢产品具备稳定性良好的组织性能、力学性能以及搪瓷性能。具体地，本实施例中连续退火炉内均热段温度为780℃，均热段加热时间为50s，且T目标＝3S/H+28H+600＝3*50/1+28*1+600＝778。
本实施例中转炉冶炼过程中先加铌铁，使铁水中铌的含量达到目标值，然后加钛铁，使铁水中钛的含量达到目标值；不加生铁和渣钢，并采用自循环废钢出钢，强化转炉脱磷，加强挡渣操作，在出钢过程加入石灰和脱氧剂。其中合金微调站工序中进行二次钢包顶渣改质。
本实施例在RH炉精炼过程中采用轻处理工艺，如需吹氧，则根据温度和氧位在前中期吹入氧气，并保证破空前的净循环时间不小于6min。所述热轧工艺中控制终轧温度为860℃～880℃，且控制卷取温度为580℃～620℃。具体地，本实施例中热轧工艺中终轧温度为876℃，卷取温度为615℃。所述冷轧工艺中冷轧总压下率为60％～75％，具体地，本实施例中冷轧工艺中冷轧总压下率为66％。对冷轧后的钢板进行湿平整，且湿平整的延伸率控制为0.6％～1.5％，具体地，本实施例中控制湿平整的延伸率为1.2％。
钢水的化学成分见表1，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
表1为各个实施例以及对比例的化学成分(wt％)
C Si Mn P S Al Ti N O Nb
实施例1 0.052 0.026 0.88 0.013 0.012 0.056 0.058 0.0015 0.0031 0.015
实施例2 0.049 0.017 0.54 0.007 0.015 0.026 0.052 0.0042 0.0018 0.028
实施例3 0.061 0.020 0.75 0.015 0.015 0.052 0.055 0.0037 0.0031 0.035
对比例1 0.037 0.010 0.42 0.008 0.006 0.038 0.015 0.0042 0.0018 0.002
对比例2 0.055 0.028 0.84 0.015 0.020 0.048 0.006 0.0015 0.0042 0.020
对比例3 0.052 0.026 0.88 0.013 0.012 0.056 0.005 0.0015 0.0059 0.005
对比例4 0.052 0.026 0.88 0.013 0.012 0.056 0.058 0.0015 0.0031 0.015
钢水连铸后，经过热轧、冷轧、连续退火、平整，生产出搪瓷用冷轧钢板，其主要工艺参数、最终性能见表2。
表2为各个实施例以及对比例的生产工艺与产品性能
钢板经过清洗后处理后进行搪瓷，釉料采用苏州福禄生产的搪瓷敏感粉，搪烧工艺采用850℃～890℃搪烧5min～10min后空冷，表3为搪瓷工艺及性能评价结果。搪瓷钢板密着性能评级：A非常优异，B优异，C较优异，D一般，E有问题。可以看出按本发明工艺的实施例1-3搪烧后的搪瓷产品具有优异的抗鳞爆性能和密着性能，搪烧后产品屈服强度均≥300MPa且搪烧前后屈服强度变化值≤50MPa，图1为实施例1搪烧后的宏观图片，无鳞爆。图2为对比例1搪烧后的宏观图片，局部鳞爆。图3为实施例1的金相组织，能够看出其内部金相组织主要为铁素体+碳化物，晶粒度级别为11.0。
表3为各个实施例以及对比例搪烧后的产品性能
从上述实施例和对比例表格中能够看出，按本发明方法生产的搪瓷用钢的屈服强度为330MPa～400MPa，抗拉强度为390MPa～500MPa，A50延伸率≥32％，且在850℃～890℃搪烧5～10min冷却至室温屈服强度≥330MPa，该搪瓷用钢在搪烧前后屈服强度的降低值≤40MPa。其中搪瓷用钢的金相组织铁素体+少量珠光体，晶粒度级别为10.0～11.0，具体地，本实施例中搪瓷用钢的晶粒度级别为11.0，搪瓷用钢的屈服强度为362MPa，抗拉强度为461MPa，A50延伸率为33.5％，搪烧后的成品屈服强度为330MPa，该搪瓷用钢在搪烧前后屈服强度的降低值为32MPa≤40MPa，具有优异的抗鳞爆性能和密着性能。
实施例2
本实施例的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢，与实施例1基本相同，其不同之处在于，本实施例中搪瓷用钢的化学成分按重量百分比计，包括：C：0.049％；Si：0.017％；Mn：0.54％；P：0.007％；S：0.015％；Al：0.026％；Ti：0.052％；Nb：0.028％；N：0.0042％；O：0.0018％，其余为Fe与不可避免的杂质，且满足1.94Ti+Nb＝1.94*0.052+0.028＝0.12888≥1.5C+6.64N+2.91O＝1.5*0.049+6.64*0.0042+2.91*0.0018＝0.106626。
本实施例的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，包括以下生产步骤：铁水预处理-转炉冶炼-合金微调站-RH炉精炼-加热炉加热-热轧-冷轧-退火，其中加热炉加热工序中，采用铸坯冷装工艺，2.5h将铸坯温度加热至1100℃，铸坯处于1100℃～1190℃之间的加热时间为0.5h。本实施例中将铸坯在加热炉内的总时间控制在3h以内，铸坯出炉温度为1190℃。
本实施例中退火工艺中，连续退火炉内均热段温度为790℃，均热段加热时间为100s，且均热段温度T的目标值T目标、均热段加热时间S、产品厚度H三者的关系符合T目标＝3S/H+28H+600＝3*100/2.5+28*2.5+600＝790，其中均热段温度T＝T目标±5℃。
本实施例中热轧工艺中终轧温度为868℃，卷取温度为582℃。所述冷轧工艺中冷轧总压下率为74％。对冷轧后的钢板进行湿平整，且湿平整的延伸率控制为0.8％。
按本发明方法生产的搪瓷用钢的屈服强度为382MPa，抗拉强度为473MPa，A50延伸率为34.5％，搪烧后的成品屈服强度为337MPa，该搪瓷用钢在搪烧前后屈服强度的降低值为35MPa≤40MPa，搪瓷用钢的金相组织铁素体+少量珠光体，晶粒度级别为11.0，具有优异的抗鳞爆性能和密着性能。
实施例3
本实施例的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢，与实施例1基本相同，其不同之处在于，本实施例中搪瓷用钢的化学成分按重量百分比计，包括：C：0.061％；Si：0.020％；Mn：0.75％；P：0.015％；S：0.015％；Al：0.052％；Ti：0.055％；Nb：0.035％；N：0.0037％；O：0.0031％，其余为Fe与不可避免的杂质，且满足1.94Ti+Nb＝1.94*0.055+0.035＝0.1417≥1.5C+6.64N+2.91O＝1.5*0.061+6.64*0.0037+2.91*0.0031＝0.125089。
本实施例的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，包括以下生产步骤：铁水预处理-转炉冶炼-合金微调站-RH炉精炼-加热炉加热-热轧-冷轧-退火，其中加热炉加热工序中，采用铸坯热装工艺，2h将铸坯温度加热至1100℃，铸坯处于1100℃～1200℃之间的加热时间为0.5h。本实施例中将铸坯在加热炉内的总时间控制在3h以内，铸坯出炉温度为1200℃。
本实施例中退火工艺中，连续退火炉内均热段温度为785℃，均热段加热时间为70s，且均热段温度T的目标值T目标、均热段加热时间S、产品厚度H三者的关系符合T目标＝3S/H+28H+600＝3*70/1.5+28*1.5+600＝782，其中均热段温度T＝T目标±5℃。
本实施例中热轧工艺中终轧温度为872℃，卷取温度为605℃。所述冷轧工艺中冷轧总压下率为72％。对冷轧后的钢板进行湿平整，且湿平整的延伸率控制为1.0％。
按本发明方法生产的搪瓷用钢的屈服强度为368MPa，抗拉强度为478MPa，A50延伸率为35.0％，搪烧后的成品屈服强度为332MPa，该搪瓷用钢在搪烧前后屈服强度的降低值为36MPa≤40MPa，搪瓷用钢的金相组织铁素体+少量珠光体，晶粒度级别为10.0，具有优异的抗鳞爆性能和密着性能。
对比例1
本对比例中搪瓷用钢的化学成分按重量百分比计，包括：C：0.037％；Si：0.010％；Mn：0.42％；P：0.008％；S：0.006％；Al：0.038％；Ti：0.015％；Nb：0.002％；N：0.0042％；O：0.0018％，其余为Fe与不可避免的杂质。
本对比例例的冷轧搪瓷用钢的生产方法，包括以下生产步骤：铁水预处理-转炉冶炼-合金微调站-RH炉精炼-加热炉加热-热轧-冷轧-退火，其中加热炉加热工序中，采用铸坯冷装工艺，3h将铸坯温度加热至1100℃，铸坯处于1100℃～1217℃之间的加热时间为2h，铸坯出炉温度为1217℃。
本对比例例中退火工艺中，连续退火炉内均热段温度为790℃，均热段加热时间为40s。本对比例中热轧工艺中终轧温度为904℃，卷取温度为694℃。所述冷轧工艺中冷轧总压下率为65％。对冷轧后的钢板进行湿平整，且湿平整的延伸率控制为0.6％。
按本发明方法生产的搪瓷用钢的屈服强度为298MPa，抗拉强度为385MPa，A50延伸率为39.5％，搪烧后的成品屈服强度为256MPa，该搪瓷用钢在搪烧前后屈服强度的降低值为42MPa＞40MPa，涂搪后搪瓷用钢表面出现局部鳞爆现象，密着性能一般。
对比例2
本对比例中搪瓷用钢的化学成分按重量百分比计，包括：C：0.055％；Si：0.028％；Mn：0.84％；P：0.015％；S：0.020％；Al：0.048％；Ti：0.006％；Nb：0.020％；N：0.0015％；O：0.0042％，其余为Fe与不可避免的杂质。
本对比例例的冷轧搪瓷用钢的生产方法，包括以下生产步骤：铁水预处理-转炉冶炼-合金微调站-RH炉精炼-加热炉加热-热轧-冷轧-退火，其中加热炉加热工序中，采用铸坯冷装工艺，2h将铸坯温度加热至1100℃，铸坯处于1100℃～1195℃之间的加热时间为3h，铸坯出炉温度为1195℃。
本对比例例中退火工艺中，连续退火炉内均热段温度为780℃，均热段加热时间为40s。本对比例中热轧工艺中终轧温度为876℃，卷取温度为584℃。所述冷轧工艺中冷轧总压下率为57％。对冷轧后的钢板进行湿平整，且湿平整的延伸率控制为1.0％。
按本发明方法生产的搪瓷用钢的屈服强度为326MPa，抗拉强度为448MPa，A50延伸率为35.0％，搪烧后的成品屈服强度为277MPa，该搪瓷用钢在搪烧前后屈服强度的降低值为49MPa＞40MPa，涂搪后搪瓷用钢表面出现局部鳞爆现象，密着性能一般。
对比例3
本对比例中搪瓷用钢的化学成分按重量百分比计，包括：C：0.052％；Si：0.026％；Mn：0.88％；P：0.013％；S：0.012％；Al：0.056％；Ti：0.005％；Nb：0.005％；N：0.0015％；O：0.0059％，其余为Fe与不可避免的杂质。
本对比例例的冷轧搪瓷用钢的生产方法，包括以下生产步骤：铁水预处理-转炉冶炼-合金微调站-RH炉精炼-加热炉加热-热轧-冷轧-退火，其中加热炉加热工序中，采用铸坯冷装工艺，2h将铸坯温度加热至1100℃，铸坯处于1100℃～1180℃之间的加热时间为1h，铸坯出炉温度为1180℃。
本对比例例中退火工艺中，连续退火炉内均热段温度为750℃，均热段加热时间为100s。本对比例中热轧工艺中终轧温度为896℃，卷取温度为605℃。所述冷轧工艺中冷轧总压下率为66％。对冷轧后的钢板进行湿平整，且湿平整的延伸率控制为1.2％。
按本发明方法生产的搪瓷用钢的屈服强度为356MPa，抗拉强度为459MPa，A50延伸率为31.5％，搪烧后的成品屈服强度为276MPa，该搪瓷用钢在搪烧前后屈服强度的降低值为80MPa＞40MPa，涂搪后搪瓷用钢表面出现全面鳞爆现象，密着性能一般。
对比例4
本对比例中搪瓷用钢的化学成分按重量百分比计，包括：C：0.052％；Si：0.026％；Mn：0.88％；P：0.013％；S：0.012％；Al：0.056％；Ti：0.058％；Nb：0.015％；N：0.0015％；O：0.0031％，其余为Fe与不可避免的杂质。
本对比例例的冷轧搪瓷用钢的生产方法，包括以下生产步骤：铁水预处理-转炉冶炼-合金微调站-RH炉精炼-加热炉加热-热轧-冷轧-退火，其中加热炉加热工序中，采用铸坯热装工艺，3h将铸坯温度加热至1100℃，铸坯处于1100℃～1230℃之间的加热时间为2h，铸坯出炉温度为1230℃。
本对比例例中退火工艺中，连续退火炉内均热段温度为820℃，均热段加热时间为90s。本对比例中热轧工艺中终轧温度为910℃，卷取温度为675℃。所述冷轧工艺中冷轧总压下率为55％。对冷轧后的钢板进行湿平整，且湿平整的延伸率控制为1.2％。
按本发明方法生产的搪瓷用钢的屈服强度为347MPa，抗拉强度为449MPa，A50延伸率为35.0％，搪烧后的成品屈服强度为291MPa，该搪瓷用钢在搪烧前后屈服强度的降低值为56MPa＞40MPa，涂搪后搪瓷用钢表面无鳞爆现象，密着性能较优良。
以上示意性的对本发明及其实施方式进行了描述，该描述没有限制性，附图中所示的也只是本发明的实施方式之一，实际的结构并不局限于此。所以，如果本领域的普通技术人员受其启示，在不脱离本发明创造宗旨的情况下，不经创造性的设计出与该技术方案相似的结构方式及实施例，均应属于本发明的保护范围。

Claims (7)

1.一种330MPa级冷轧搪瓷用钢，其特征在于：搪瓷用钢的化学成分按重量百分比计，包括：C：0.04%~0.07%；Si≤0.03%；Mn：0.50%~0.90%；P≤0.015%；S≤0.015%；Al：0.010%~0.060%；Ti：0.030%~0.060%；Nb：0.010%~0.040%；N≤0.0060%；O≤0.0040%，其余为Fe与不可避免的杂质，且满足1.94Ti+Nb≥1.5C+6.64N+2.91O，所述搪瓷用钢的屈服强度330~400MPa，抗拉强度390~500MPa，A50延伸率≥32%，且该搪瓷用钢在搪烧前后屈服强度的降低值≤40MPa；所述搪瓷用钢的金相组织铁素体+少量珠光体，晶粒度级别为10.0~11.0；
所述搪瓷用钢经加热炉加热，所述加热炉加热工序中，当采用铸坯冷装工艺时，将铸坯温度加热至1100℃的时间控制在2.5h以内，铸坯处于1100℃~1200℃之间的加热时间为0.5h~1h，且铸坯出炉温度为1180℃~1200℃；当采用铸坯热装工艺时，均热段温度为1100℃~1200℃，均热段时间为0.5h~1h，铸坯在加热炉内的总时长控制在3h以内，且铸坯出炉温度为1180℃~1200℃；
所述搪瓷用钢经退火工艺处理，退火工艺中，连续退火炉内均热段温度为760℃~800℃，均热段加热时间为30s~100s，且均热段温度T的目标值T目标、均热段加热时间S、产品厚度H三者的关系符合T目标=3S/H+28H+600，其中均热段温度T=T目标±5℃。
2.利用权利要求1所述的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，其特征在于：包括以下生产步骤：铁水预处理-转炉冶炼-合金微调站-RH炉精炼-加热炉加热-热轧-冷轧-退火。
3.根据权利要求2所述的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，其特征在于：转炉冶炼过程中先加铌铁，使铁水中铌的含量达到目标值，然后加钛铁，使铁水中钛的含量达到目标值；并采用自循环废钢出钢，强化转炉脱磷，加强挡渣操作，在出钢过程加入石灰和脱氧剂。
4.根据权利要求3所述的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，其特征在于：在RH炉精炼过程中采用轻处理工艺，如需吹氧，则根据温度和氧位在前中期吹入氧气，并保证破空前的净循环时间不小于6min。
5.根据权利要求4所述的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，其特征在于：所述热轧工艺中控制终轧温度为860℃~880℃，且控制卷取温度为580℃~620℃。
6.根据权利要求1-5任一项所述的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，其特征在于：所述冷轧工艺中冷轧总压下率为60%~75%。
7.根据权利要求6所述的一种330MPa级冷轧搪瓷用钢的生产方法，其特征在于：对冷轧后的钢板进行湿平整，且湿平整的延伸率控制为0.6%~1.5%。
CN202210739763.2A 2022-06-28 2022-06-28 一种330MPa级冷轧搪瓷用钢及其生产方法 Active CN115110000B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210739763.2A CN115110000B (zh) 2022-06-28 2022-06-28 一种330MPa级冷轧搪瓷用钢及其生产方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210739763.2A CN115110000B (zh) 2022-06-28 2022-06-28 一种330MPa级冷轧搪瓷用钢及其生产方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115110000A CN115110000A (zh) 2022-09-27
CN115110000B true CN115110000B (zh) 2024-01-19

Family

ID=83330026

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202210739763.2A Active CN115110000B (zh) 2022-06-28 2022-06-28 一种330MPa级冷轧搪瓷用钢及其生产方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN115110000B (zh)

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101139684A (zh) * 2006-09-05 2008-03-12 宝山钢铁股份有限公司 一种静电搪瓷用热轧高强度钢板及其制造方法
CN101684532A (zh) * 2008-09-27 2010-03-31 鞍钢股份有限公司 一种冷轧热水器用搪瓷钢及生产方法
CN102199726A (zh) * 2011-05-17 2011-09-28 马鞍山钢铁股份有限公司 热水器内胆用高强度冷轧钢板及其连续退火工艺
CN107794460A (zh) * 2016-08-30 2018-03-13 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优良双面涂搪性能的搪玻璃用高强度钢板及其制造方法
CN108624817A (zh) * 2017-03-24 2018-10-09 宝山钢铁股份有限公司 一种搪后310MPa级热轧双面搪瓷用钢及其制造方法
CN113373385A (zh) * 2020-02-25 2021-09-10 宝山钢铁股份有限公司 一种搪玻璃用钢及其制造方法
WO2021233247A1 (zh) * 2020-05-18 2021-11-25 宝山钢铁股份有限公司 一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢及其制造方法
CN114214557A (zh) * 2021-11-16 2022-03-22 马鞍山钢铁股份有限公司 一种双面搪瓷用钢及其制造方法和应用

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101139684A (zh) * 2006-09-05 2008-03-12 宝山钢铁股份有限公司 一种静电搪瓷用热轧高强度钢板及其制造方法
CN101684532A (zh) * 2008-09-27 2010-03-31 鞍钢股份有限公司 一种冷轧热水器用搪瓷钢及生产方法
CN102199726A (zh) * 2011-05-17 2011-09-28 马鞍山钢铁股份有限公司 热水器内胆用高强度冷轧钢板及其连续退火工艺
CN107794460A (zh) * 2016-08-30 2018-03-13 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优良双面涂搪性能的搪玻璃用高强度钢板及其制造方法
CN108624817A (zh) * 2017-03-24 2018-10-09 宝山钢铁股份有限公司 一种搪后310MPa级热轧双面搪瓷用钢及其制造方法
CN113373385A (zh) * 2020-02-25 2021-09-10 宝山钢铁股份有限公司 一种搪玻璃用钢及其制造方法
WO2021233247A1 (zh) * 2020-05-18 2021-11-25 宝山钢铁股份有限公司 一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢及其制造方法
CN114214557A (zh) * 2021-11-16 2022-03-22 马鞍山钢铁股份有限公司 一种双面搪瓷用钢及其制造方法和应用

Also Published As

Publication number Publication date
CN115110000A (zh) 2022-09-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101487096B (zh) 一种低合金高强度的C-Mn-Al系Q＆P钢及其制造方法
CN101999007B (zh) 扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板和镀锌钢板以及这些钢板的制造方法
CN111074139B (zh) 家电用冷轧低碳搪瓷钢的制造方法
CN100471972C (zh) 成形性优良的高强度钢板及其制造方法
JP2019531409A (ja) 優れたリン酸塩処理性と成形性を有する冷間圧延高強度鋼板及びその製造方法
CN103614640B (zh) 一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢
CN110172640A (zh) 500MPa级高加工硬化率热镀锌双相钢板及其制备方法
CN108728757A (zh) 一种低温l450m管线钢及其制造方法
CN109930075A (zh) 一种装甲用防弹钢板及其制造方法
CN102234742A (zh) 一种直缝焊管用钢板及其制造方法
CN110343971B (zh) 超高强度热镀锌复相钢及其生产方法
CN109943779B (zh) 一种搪瓷用低碳冷轧钢板及其生产方法
CN109652739B (zh) 一种搪瓷用高强度冷轧钢带及其制备方法
CN110714165A (zh) 一种320MPa级家电面板用冷轧薄板及其生产方法
CN111424215B (zh) 家电用冷轧低碳搪瓷钢
CN110273106A (zh) 一种260MPa级冷轧连退搪瓷钢及其生产方法
CN115110000B (zh) 一种330MPa级冷轧搪瓷用钢及其生产方法
CN111979393A (zh) 一种低温韧性优良的热轧高强钢板及其制备方法
CN112126881A (zh) 一种短时间退火生产深冲级热浸镀层钢板及其生产方法
CN103667893A (zh) 屈强比≤0.5的具有抗延迟断裂的高强钢及生产方法
KR102299558B1 (ko) 내식성이 우수한 핫스탬핑 부품 제조방법 및 이에 의해 제조된 핫스탬핑 부품
CN115537664B (zh) 一种搪烧后屈服强度≥300MPa级热轧酸洗搪瓷用钢及其生产方法
KR20130056052A (ko) 합금화 특성이 우수한 초고강도 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP2004197156A (ja) 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
CN117626127A (zh) 一种高密着性能冷轧搪瓷用钢及其提高钢密着性能的方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant