CN118326242A - 一种搪瓷用冷轧高强钢及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种搪瓷用冷轧高强钢，其含有Fe和不可避免的杂质，此外其还含有质量百分比如下的下述化学元素：C：0.03‑0.08％，Si：0.01‑0.04％，Mn：0.15‑0.35％，S：0.002‑0.012％，Al：0.015‑0.055％，N≤0.006％，Ti：0.02‑0.05％，RE：0.005‑0.015％，0＜Ca≤0.008％，0＜Zr≤0.008％，并且含有Cu：0.01‑0.06％，Cr：0.01‑0.05％和Ni：0.005‑0.05％的至少其中之一；所述搪瓷用冷轧高强钢不含有Nb和B元素。相应地，本发明还公开了该搪瓷用冷轧高强钢的制造方法。
Description
技术领域
本发明涉及一种金属材料及其制造方法，尤其涉及一种搪瓷用钢及其制造方法。
背景技术
搪瓷制品是在成型后的钢板表面涂覆一层无机玻璃质瓷釉，然后经过高温烧结形成的一种复合材料，其具有良好的结构强度和耐腐蚀、耐磨、耐高温等特性，在轻工家电、建筑装饰、环保、石化、制药等行业得到广泛应用。机械强度、成型性能和涂搪性能是搪瓷制品生产过程中最为关键的技术指标。
在经济成本、节能环保和高安全性能的驱动下，搪瓷用冷轧高强钢越来越受到搪瓷行业的关注与重视。一方面，高强钢的应用可以减少钢板的厚度进而减轻制品自重，从而实现降低材料成本、节约搪烧能耗的目标；另一方面，钢板在830-890℃高温搪烧后保持较高的屈服强度，可以避免制品因受到承压应力而发生较大的弹性变形或塑性变形导致表面搪瓷剥落的风险，从而提高制品的安全性能和使用寿命。
公开号为CN112941418 A，名称为“一种冷轧搪瓷用高强钢及其制备方法”》的中国专利文献公开了一种搪瓷用钢，其各元素成分(wt％)为：C：0.005-0.03％，Si≤0.03％，Mn：0.2-0.5％，S≤0.006％，P≤0.012％，Alt≤0.05％，Nb：0.01-0.03％，Ti：0.05-0.20％，N：0.005-0.012％；其中，Ti≥3.42N+4C，余量为铁和不可避免的杂质。其主要采用Nb、Ti复合微合金化的方法，提高钢板的强度又可以提高钢板的抗鳞爆性能。然而，该搪瓷用钢中Ti含量高达0.05-0.20％，一方面，Ti的氧化物在浇注时不断在水口内壁沉积形成结瘤，容易造成水口堵塞，减少连浇炉数；另一方面，Ti含量越高越容易在高温形成TiO2，这种氧化物附着于钢板表面，阻碍高温搪烧时瓷釉对钢板的浸润和侵蚀，降低搪瓷板的密着强度。
公开号为CN111945060A，名称为“冷轧高强度耐热搪瓷钢的制造方法”的中国专利文献公开了一种冷轧高强度耐热搪瓷钢的制造方法，这种搪瓷用钢的元素成分(wt％)为：C：0.04-0.07％，Si≤0.03％，Mn：0.40-0.80％，P≤0.025％，S≤0.020％，Alt≤0.030％，Cr：0.15-0.40％，Mo：0.05-0.15％，N：0.004-0.010％，余量为Fe和不可避免的微量元素。为了提高钢板强度，加入了较高含量的Cr、Mo等贵重合金元素，不仅增加了钢板的成本，同时增加了裂纹敏感性，不利于焊接性能，而且容易在钢板表面形成致密的氧化膜，影响搪瓷密着性能。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种低碳、含稀土元素的冷轧搪瓷用钢，该搪瓷用钢成本低廉，并且具有一定的强度和抗高温搪烧软化能力、良好的成形性、抗鳞爆性能和密着性能，适用于生产薄规格电热水器内胆。
为了实现上述目的，本发明提供了一种搪瓷用冷轧高强钢，其含有Fe和不可避免的杂质，此外其还含有质量百分比如下的下述化学元素：
C：0.03-0.08％，Si：0.01-0.04％，Mn：0.15-0.35％，S：0.002-0.012％，Al：0.015-0.055％，N≤0.006％，Ti：0.02-0.05％，RE：0.005-0.015％，0＜Ca≤0.008％，0＜Zr≤0.008％，并且含有Cu：0.01-0.06％，Cr：0.01-0.05％和Ni：0.005-0.05％的至少其中之一；所述搪瓷用冷轧高强钢不含有Nb和B元素。
相应地，本发明还提供了一种搪瓷用冷轧高强钢，其各化学元素质量百分比为：
C：0.03-0.08％，Si：0.01-0.04％，Mn：0.15-0.35％，S：0.002-0.012％，Al：0.015-0.055％，N≤0.006％，Ti：0.02-0.05％，RE：0.005-0.015％，0＜Ca≤0.008％，0＜Zr≤0.008％，并且含有Cu：0.01-0.06％，Cr：0.01-0.05％和Ni：0.005-0.05％的至少其中之一；余量为Fe及其他不可避免的杂质。
本发明这种低合金成本的冷轧高强搪瓷用钢，不同于现有技术多采用Nb和B合金化的技术路线，而是在低碳钢的基础上，添加少量的钛元素和稀土元素，并辅助添加铜、铬、镍对搪瓷密性能有提升的元素，以及微量钙、锆对钢板塑性有提升的元素。添加少量钛，主要和碳、氮、硫等形成弥散分布的第二相粒子，一方面可以作为有效氢陷阱，提高钢板的抗鳞爆性能，另一方面还能在高温搪烧时溶入基体，在后续冷却过程中以更细小弥散的颗粒析出，使钢板高温烧结后保持较高的屈服强度。稀土元素主要与硫结合形成稀土硫化物，不仅改善钢中硫化物的形态，提高钢板的横向性能，而且进一步提高了钢板的抗鳞爆性能。本发明通过合理的合金元素设计和工艺控制，获得了细小均匀铁素体+少量珠光体的显微组织，实现了析出相的弥散分布，确保钢板具有较高的强度和塑性，同时具有足够的氢陷阱、良好的密着性能和抗针孔性能。
具体来说，本发明所述的搪瓷用冷轧高强钢的成分设计原理如下：
碳：C在钢中是最基本的强化元素，含量越高，钢板的强度越高，但是塑性和韧性越低。对搪瓷用钢来讲，C除了影响力学性能外，与钢板的抗鳞爆性能和抗针孔缺陷能力有直接关系。钢板中弥散的渗碳体、碳化物有益于钢板的抗鳞爆性能，但是渗碳体含量太高，在高温搪烧时会分解为大量的CO气体，气泡直径过大极易在搪瓷层表面形成针孔缺陷，影响制品的表面质量和防腐作用。因此，本发明将冷轧搪瓷用钢中的C含量限定在0.03-0.08％。
硅：Si在钢中能起到固溶强化的作用。Si属于活泼元素，在空气环境中钢板表面不可避免会存在一定厚度的SiO2氧化膜，适量的SiO2氧化膜对钢板与瓷釉之间的密着起到促进作用，但是SiO2氧化膜过厚则会阻碍金属铁离子与瓷釉离子的相互交换。因此，本发明将冷轧搪瓷用钢中的Si含量限定在0.01-0.04％。
锰：Mn也是常见的钢板强化元素，起到固溶强化作用。Mn还是良好的脱氧剂和脱硫剂，但形成的MnS夹杂在高温时易被拉长而变成纺锤形状，使钢的性能有明显的各向异性。在本技术方案中，加入适量的RE和Ti元素，形成了具有较强抗塑性变形能力的稀土和钛的复合硫化物，能够明显改善钢的横向力学性能。Mn含量过高还会影响钢的成形性和密着性能。因此，本发明将冷轧搪瓷用钢中的Mn含量限定在0.15-0.35％。
硫：S在普通用途钢中是有害元素，通常在钢中以MnS的形式，但这种夹杂物会影响钢的横向性能。在本技术方案中，加入适量Ti和RE等强硫化物形成元素，通过控制配比，形成形态和尺寸合适的硫化物，同时改善钢板的韧性和抗鳞爆性能。因此，本发明将冷轧搪瓷用钢中的S含量限定在0.002-0.012％。
铝：Al在钢中作为脱氧剂加入，与O反应生成Al2O3，去除吹氧冶炼时钢中的氧，避免形成大量的其他氧化物夹杂，有利于细化晶粒，提高钢的加工塑性。Al还能固定钢中的N，降低钢板的时效。若Al含量过高，钢板搪瓷后易出现鳞爆缺陷和密着强度下降的现象。因此，本发明将冷轧搪瓷用钢中的Al含量限定在0.015-0.055％。
氮：N固溶在钢中会引起时效，降低钢板的断裂延伸率，因此，在本技术方案中加入适量的Ti，可以将N全部固定为TiN颗粒，不仅有利于钢板的抗鳞爆性能，还避免了固溶N引起的时效。因此，要严格控制N含量，本发明将冷轧搪瓷用钢中的N含量限定在≤0.006％。
钛：Ti在钢中属于活泼元素，按照亲和力大小依次与O、N、S和C形成相应的化合物，随着这些化合物在钢中的形成、溶解和析出而起作用。在本技术方案中，为充分发挥含Ti化合物对钢板的强度、抗鳞爆性能和密着性能等的促进作用，一定要严格控制Ti的含量。这是因为：高温时Ti最先与O形成TiO2，但TiO2析出物不宜过多，一方面钢水的可浇性变差，水口堵塞现象严重，另一方面，过多的TiO2阻碍高温搪烧时瓷釉对钢板的浸润，降低密着强度。此外，Ti在钢中还会形成弥散的TiN、TiS和TiC颗粒，一方面，这些颗粒本身对氢原子有一定的吸附作用，且经过冷变形会后颗粒周围会产生微小孔洞，可以贮存酸洗和搪烧时产生的氢；另一方面，这些颗粒起到析出强化的作用，提高钢板的屈服强度和抗高温软化能力；此外，这些颗粒还可以阻止焊接热循环作用下过热区奥氏体晶粒的粗化，改善焊接接头的机械强度。然而，Ti的含量过多，则形成粗大的TiN、TiS和TiC颗粒，不仅损害钢板的成形性，而且对钢板的强度、抗鳞爆性能和焊接性能的提高有限。因此，本发明将冷轧搪瓷钢中的Ti含量限定在0.02-0.05％。
稀土：RE是本技术方案需添加的元素，起到以下三方面的有利作用：一是，RE与S有较大的亲和力，减少了有害夹杂MnS的数量和进一步变形，起到了球化作用，可以明显削弱钢板的各向异性；二是，稀土的加入，在不增加夹杂物总量的前提下，使单位体积内夹杂物的个数增加，也就是说起到细化夹杂物、提高夹杂物分散程度的作用，夹杂物越细小弥散，析出强化作用越明显，同时对氢扩散的抑制作用越强，可有效改善钢板的抗鳞爆作用；三是，稀土元素的加入还可以细化晶粒，同时提高钢板的强度和塑性。因此，本发明将冷轧搪瓷用钢中的RE含量限定在0.005-0.015％。
钙：微量Ca在钢中形成稳定的高熔点夹杂物CaO和CaS，一般成圆形和多边形分布，MnS等硫化物则依附于其上形核、生长，也呈类似的形态，因此，Ca起到了改善夹杂物形态的作用，从而提高了钢板的力学性能。Ca含量如果控制不当，不仅达不到预期的冶金效果，反而会破坏钢的浇铸性能。因此，本发明将冷轧搪瓷钢中的Ca含量限定在0＜Ca≤0.008％。
锆：微量Zr同样在钢中起到将细长条状的MnS转变为几乎没有延性的球形硫化物的作用，提高钢板的塑性和韧性。本发明将冷轧搪瓷钢中的Zr含量限定在0＜Zr≤0.008％。
铜、铬和镍：当这些元素的含量控制合理时，均能促进钢板中铁离子与瓷釉离子的化学反应和相互扩散，改善钢板与瓷层之间的密着，另外，Ni还可以抑制氢的扩散，提高抗鳞爆性能。若含量过高，则提高合金成本，且对密着性能不利。因此，本发明将冷轧搪瓷用钢中的Cu、Cr和Ni含量限定在0.01-0.06％、0.01-0.05％和0.005-0.05％。
进一步地，在本发明所述的搪瓷用冷轧高强钢中，RE和S的质量百分含量还满足：RE/S＝1-3。
在本发明中，RE/S的质量百分比对钢的成形性很重要，当RE/S＜1时，S主要以细长条状MnS的形式存在，严重损害钢板的横向性能，当RE/S＞3时，过量的稀土会导致夹杂物总量的增加或尺寸过大，从而使得钢板的塑性和抗鳞爆性能提升有限，因此，将RE/S控制在1-3，起到控制MnS形态的变质作用，使钢中的细长条状MnS夹杂物的数量减少，生成有益的稀土的复合硫化物，降低钢板的各向异性。
进一步地，在本发明所述的搪瓷用冷轧高强钢中，其还满足：6×Ti/(3.43×N+1.5×S-0.32×RE+4×C)≤1；式中各化学元素代入其质量百分含量百分号前的数值。
该公式是为了进一步地保证钛的化合物呈细小弥散的状态分布，以提高钢板的抗鳞爆性能、强度和塑性。
进一步地，在本发明所述的搪瓷用冷轧高强钢中，在不可避免的杂质中，P≤0.03％，O≤0.005％。
本发明中的不可避免的杂质主要是P和O。其中：
磷：P在特别在低温时，增加钢的冷脆性，冷脆使加工和焊接性能变坏，将P的含量控制地越低越好。因此，本发明将冷轧搪瓷用钢中的P含量限定在≤0.03％。
氧：在冶炼时吹氧主要起到脱碳的作用，因此，钢水中不可避免地残留一定的氧，若O的含量越高，形成的钛和稀土氧化物夹杂的数量越大，尺寸越大，严重损害钢板的成形性，而且这些氧化物聚集在钢板表面，改变钢板的表面特性，从而影响钢板的涂搪性能，因此，本发明将冷轧搪瓷用钢中的O含量限定在≤0.005％。
进一步地，本发明所述的搪瓷用冷轧高强钢的微观组织为铁素体+少量珠光体，其中珠光体的体积相比例低于6％，其中珠光体分布在铁素体三叉晶界处，铁素体基体上还分布着Ti和RE的复合硫化物、Ti的析出物。
更进一步地，Ti和RE的复合硫化物为圆形或椭圆形的(Ti,Mn)S和(RE,Mn)S，其尺寸为2-20μm，横/纵尺寸比为0.8-2。
更进一步地，Ti的析出物包括Ti(C,N)、TiC和Ti4C2S2，这些析出物的尺寸为1-300nm之间。
更进一步地，其中铁素体晶粒度为9-10级。
进一步地，本发明所述的搪瓷用冷轧高强钢的性能满足：屈服强度≥280MPa，抗拉强度≥340MPa，标距为50mm时的断裂延伸率为30-40％，各向异性指数Δr≤0.45，氢穿透值TH2≥7.0min/mm2。
并且，其经过850℃高温搪烧10min后，屈服强度仍可保持在270MPa以上。
本发明的另一目的在于提供一种如上文所述的搪瓷用冷轧高强钢的制造方法。
基于上述目的，本发明提供了一种搪瓷用冷轧高强钢的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼、精炼和连铸；
(2)热装热送进保温坑，以减少铸坯加热时间和能源消耗，简化生产流程和提高生产节奏；
(3)铸坯加热；
(4)热轧和卷取；
(5)酸洗；
(6)冷轧：控制冷轧压下率为60-80％；
(7)连续退火：均热温度为750-860℃，均热时间为100-300s，过时效温度为300-420℃，过时效时间为200-400s；
(8)平整。
本发明将冷轧压下率控制在60-80％之间，是因为冷轧压下率影响再结晶晶粒的尺寸，压下率越大，则铁素体再结晶的形核质点越多，越容易形成细小、均匀的等轴状铁素体。压下量过低则达不到上述目的，过高则造成组织硬化程度高，增加冷轧设备负荷。
此外，本发明通过合理的退火制度，一是为了确保铁素体晶粒的再结晶和长大，得到均匀细小的铁素体晶粒，同时提高钢板的强度和塑性；二是为了保证{111}再结晶织构充分发展，以提高钢板的冲压性能；三是，钛的化合物如TiC、TiS等颗粒会在退火时部分溶解再析出，一方面起到析出强化的作用，另一方面也可以提高抗鳞爆性能。
进一步地，在本发明所述的制造方法的步骤(3)中，加热温度为1120-1200℃，保温时间≥240min。
连铸坯加热温度和保温时间的设定，是为了保证连铸坯的合金成分和碳氮化物等充分固溶、扩散，获得成分均匀的、细小的奥氏体组织。温度过低或时间过短，奥氏体成分不均匀性遗传至成品组织，导致成品组织偏析严重、力学性能受损。温度过高或时间过长，则连铸坯发生脱碳或氧化，奥氏体晶粒粗大，浪费能源、材料，且不利于钢板成品的性能。
进一步地，在本发明所述的制造方法的步骤(4)中，控制热轧的终轧温度为780-920℃，控制卷取温度为620-700℃。
热轧终轧温度控制在780-920℃之间，是为了在奥氏体未在结晶区获得足够多的变形量，为细化晶粒做准备，同时避免在两相区轧制成为混晶组织，造成热轧板的力学性能不均匀。
此外，热轧结束后经层流冷却系统冷至620-700℃之间进行卷取，旨在保证钢板的成形性和第二相粒子充分析出。
进一步地，在本发明所述的制造方法的步骤(8)中，控制平整压下率为0.8-2.0％。
本发明将平整压下率控制在0.8-2.0％，一方面，可以减缓或消除低合金钢的屈服平台，提高钢板的压冲性能，另一方面，可以控制钢板表面的粗糙度，增加钢板与瓷釉的结合度。
本发明所述的搪瓷用冷轧高强钢具有以下特点和有益效果：
本发明所述的搪瓷用冷轧高强钢采用了低成本的合金设计和简便易控的制造工艺，获得了成型性能优良、抗鳞爆性能优异和密着性能良好的搪瓷用钢，并且解决了电热水器搪瓷内胆用钢板强度低的问题，满足了搪瓷内胆较高刚度的需求。
本发明所述的搪瓷用冷轧高强钢通过添加少量的稀土元素，控制RE/S的配比关系和Ca、Zr的含量，优化了有害夹杂物MnS的形态和分布，一方面大幅提高了搪瓷用钢的成形性能，另一方面改善了抗鳞爆性能，减少了对抗鳞爆性能起重要作用的微合金元素Ti的加入量。Ti的质量百分比控制在0.02-0.05％，既可以减少Ti含量过高带来的钢水浇铸性差、钢板密着不良等问题，又可以降低合金成本。
本发明充分利用Ti的化合物在高温加热、高温卷取和连续高温快速退火工艺中的形成、溶解和析出特点，最终实现了细小、弥散的Ti(C,N)、TiC和Ti4C2S2在铁素体基体上均匀析出，不仅作为贮氢陷阱对抗鳞爆性能起到至关重要的作用，还起到了析出强化和抑制搪烧时晶粒长大的作用，提高了钢板的屈服强度和抗高温软化能力，使得钢板高温搪烧之后强度变化小，适用于制备大容积、对抗疲劳性能要求较高的搪瓷内胆。
基于此，本发明可以实现：屈服强度≥280MPa，抗拉强度≥340MPa，标距为50mm时的断裂延伸率为30-40％，各向异性指数Δr≤0.45，氢穿透值TH2≥7.0min/mm2。并且，其经过850℃高温搪烧10min后，屈服强度仍可保持在270MPa以上。
附图说明
图1为实施例A1的搪瓷用冷轧高强钢的金相微观组织。
图2显示了实施例A1的搪瓷用冷轧高强钢经过模拟高温搪烧后的金相微观组织。
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搪瓷用冷轧高强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A1-A6和对比例B1-B2
表1列出了实施例A1-A6的搪瓷用冷轧高强钢和对比例B1-B2中各化学元素质量百分比。
表1.(wt％，余量为Fe和其他除了O、P以外的不可避免的杂质)
注：表1中的I＝6×Ti/(3.43×N+1.5×S-0.32×RE+4×C)≤1；式中各化学元素代入其质量百分含量百分号前的数值。
本发明所述实施例A1-A6的搪瓷用冷轧高强钢和对比例B1-B2的钢板采用以下步骤制得：
1)铁水预处理；
2)转炉冶炼：通过顶底复合吹炼，实现降碳、脱磷，去除有害气体和夹杂，调整钢液的基本成分。
3)RH精炼：在真空条件下，进行深脱碳、脱氧、脱硫，进一步去除钢液中的夹杂和氢气、氮气等有害气体，实现表1中的各化学元素质量百分比的精确控制；实现夹杂物的形态控制。
4)连铸：将钢水制成230mm厚的连铸坯；
5)将连铸坯采用辊道直接热装热送至保温坑；
6)铸坯加热：板坯加热温度为1120-1200℃，保温时间在240min以上，连铸坯出炉均热度≤20℃；
7)热轧：终轧温度为780-920℃，钢板经过层流冷却系统冷却至卷取温度进行卷取，卷取温度为620-700℃。
8)酸洗，去除钢板表面的氧化铁皮。
9)冷轧：冷轧压下率为60-80％。
10)连续退火：其中均热温度为750-860℃，均热时间为100-300s，过时效段温度为300-420℃，过时效时间为200-400s。
11)平整：平整延伸率为0.8-2.0％。
表2-1和表2-2列出了实施例A1-A6的搪瓷用冷轧高强钢和对比例B1-B2的钢板的具体工艺参数。
表2-1.
表2-2.
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，因此表2-2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A1-A6的搪瓷用冷轧高强钢和对比例B1-B2的钢板进行各项性能测试，列于表3中。其中，实施例A1-A6和对比例B1-B2在室温下的横向力学性能包括屈服强度ReL、抗拉强度Rm、断裂延伸率A50mm和各向异性指数Δr。
此外，表3还列出了参照BS EN10209规定的电化学方法测得的钢板的氢穿透时间，然后换算成1mm厚钢板所对应的氢渗透值TH2。
将实施例A1-A6和对比例B1-B2放置在850℃的电阻加热炉中保温10min以进行模拟高温搪烧试验，然后取出空冷至室温，对经过高温烧结的试样的屈服强度进行测试，结果也列于表3中。
表3.
结合表1和表3可以看出，实施例A1-A6室温下的横向屈服强度在283-346MPa之间，抗拉强度在347-306MPa之间，断裂延伸率在31.3-38.9％之间，各项异性指数控制在0.42以下，氢穿透值TH2≥7min/mm2，经过850℃高温搪烧10min后，屈服强度保持在270MPa以上，屈服强度的下降幅度控制在15MPa以内。
由此说明，本发明所述的冷轧搪瓷用钢的各向异性小，有利于提升钢板的冲压均匀性，减少材料的切损率。此外，其还具有优异的贮氢性能，保证双面或单面涂搪后不发生鳞爆；并且高温模拟搪烧后仍可保持较高的屈服强度，这对于提高搪瓷内胆的抗疲劳能力和使用寿命非常有利。
而对比例B1-B2的横向拉伸强度低，各向异性较大，且搪烧之后屈服强度显著降低。另外，对比例的贮氢能力也不足。
图1示出了实施例A1的金相显微组织，可以看出，该钢板的显微组织为均匀的铁素体晶粒+少量的珠光体，珠光体位于铁素体晶粒的三叉晶界处，铁素体基体上还分布着Ti和RE的复合硫化物、Ti的析出物。
在本发明的各实施例中，铁素体细小，铁素体晶粒度均为9-10级。
在本发明的各实施例中，Ti和RE的复合硫化物为圆形或椭圆形的(Ti,Mn)S和(RE,Mn)S，其尺寸为2-20μm，横/纵尺寸比为0.8-2。Ti的析出物包括Ti(C,N)、TiC和Ti4C2S2，这些析出物的尺寸为1-300nm之间。
图2示出了实施例A1经模拟高温搪烧后的金相显微组织，可以看出，铁素体晶粒发生了均匀长大，平均晶粒尺寸由12.0μm增加至14.0μm，没有发生异常长大。
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 (14)
1.一种搪瓷用冷轧高强钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其特征在于，其还含有质量百分比如下的下述化学元素：
C：0.03-0.08％，Si：0.01-0.04％，Mn：0.15-0.35％，S：0.002-0.012％，Al：0.015-0.055％，N≤0.006％，Ti：0.02-0.05％，RE：0.005-0.015％，0＜Ca≤0.008％，0＜Zr≤0.008％，并且含有Cu：0.01-0.06％，Cr：0.01-0.05％和Ni：0.005-0.05％的至少其中之一；
所述搪瓷用冷轧高强钢不含有Nb和B元素。
2.如权利要求1所述的搪瓷用冷轧高强钢，其特征在于，其各化学元素质量百分比为：
C：0.03-0.08％，Si：0.01-0.04％，Mn：0.15-0.35％，S：0.002-0.012％，Al：0.015-0.055％，N≤0.006％，Ti：0.02-0.05％，RE：0.005-0.015％，0＜Ca≤0.008％，0＜Zr≤0.008％，并且含有Cu：0.01-0.06％，Cr：0.01-0.05％和Ni：0.005-0.05％的至少其中之一；余量为Fe及其他不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的搪瓷用冷轧高强钢，其特征在于，RE和S的质量百分含量还满足：RE/S＝1-3。
4.如权利要求1或2所述的搪瓷用冷轧高强钢，其特征在于，其还满足：
6×Ti/(3.43×N+1.5×S-0.32×RE+4×C)≤1；
式中各化学元素代入其质量百分含量百分号前的数值。
5.如权利要求1或2所述的搪瓷用冷轧高强钢，其特征在于，在不可避免的杂质中，P≤0.03％，O≤0.005％。
6.如权利要求1或2所述的搪瓷用冷轧高强钢，其特征在于，其微观组织为铁素体+珠光体，其中珠光体的体积相比例低于6％，珠光体分布在铁素体三叉晶界处，铁素体基体上还分布着Ti和RE的复合硫化物、Ti的析出物。
7.如权利要求6所述的搪瓷用冷轧高强钢，其特征在于，Ti和RE的复合硫化物为圆形或椭圆形的(Ti,Mn)S和(RE,Mn)S，这些复合硫化物的尺寸为2-20μm，横/纵尺寸比为0.8-2。
8.如权利要求6所述的搪瓷用冷轧高强钢，其特征在于，Ti的析出物包括Ti(C,N)、TiC和Ti4C2S2，这些析出物的尺寸为1-300nm。
9.如权利要求6所述的搪瓷用冷轧高强钢，其特征在于，其中铁素体晶粒度为9-10级。
10.如权利要求1或2所述的搪瓷用冷轧高强钢，其特征在于，其性能满足：屈服强度≥280MPa，抗拉强度≥340MPa，标距为50mm时的断裂延伸率为30-40％，各向异性指数Δr≤0.45，氢穿透值TH2≥7.0min/mm2。
11.一种如权利要求1-10中任意一项所述的搪瓷用冷轧高强钢的制造方法，其特征在于，包括步骤：
(1)冶炼、精炼和连铸；
(2)热装热送进保温坑；
(3)铸坯加热；
(4)热轧和卷取；
(5)酸洗；
(6)冷轧：控制冷轧压下率为60-80％；
(7)连续退火：均热温度为750-860℃，均热时间为100-300s，过时效温度为300-420℃，过时效时间为200-400s；
(8)平整。
12.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，加热温度为1120-1200℃，保温时间≥240min。
13.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，控制热轧的终轧温度为780-920℃，控制卷取温度为620-700℃。
14.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(8)中，控制平整压下率为0.8-2.0％。
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