CN1610762A - 搪瓷用钢板及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种具有极优的涂搪性能(抗起泡和黑斑性、瓷釉粘附性和抗鳞爆性)和加工性能的搪瓷用钢板及其制备方法，其特征在于以质量计该钢板含有：C：0.010％或更少，Mn：0.03至1.3％，Si：0.03％或更少，Al：0.02％或更少，N：0.0055％或更少，P：低于0.035％，和S：超过0.025％至0.08％；并且从退火前到在850℃下氢气氛中退火20小时后钢板的密度变化是0.02％或更多。

Description

搪瓷用钢板及其制备方法
                      技术领域
本发明涉及一种搪瓷用钢板及其制备方法，该钢板具有极优的涂搪性能(抗起泡和黑斑性、瓷釉粘附性和抗鳞爆性能)和加工性能。
                      背景技术
搪瓷用钢板通常是通过使半镇静钢或沸腾钢经过模铸锭、粗轧、热轧、冷轧，然后经开卷式退火进行脱碳和进一步脱氮退火从而将碳和氮的含量降低至数十ppm或更低来制备。然而，由这些方法制备的搪瓷用钢板有如下缺陷：钢板通过模铸锭和粗轧过程制造；需要为脱碳和脱氮进行退火过程；其结果是生产成本高。
在此背景下，为克服这些缺陷开发了采用连续铸造法生产搪瓷用钢板的工艺。目前，连续铸造法生产搪瓷用钢板以降低生产成本是常用手段。作为这种工艺的一个例子，公开号为H07-166295的日本未审专利公开了一种使高氧钢经过连续铸造生产搪瓷用钢板的工艺。然而，由该工艺生产的搪瓷用钢板的涂搪性能较次而且不能深冲成形状复杂的产品。
添加Nb和V使生产具有良好加工性能和涂搪性能的搪瓷用钢板成为可能，这个结论已经在公开号为H1-275736的日本未审专利中公开。这是一个划时代的技术，在该技术中，Nb和V由于它们的低脱氧能力作为能够保持钢中高氧含量的元素加入，并通过将C和N以碳化物和氮化物的形式固定在钢中而产生良好的加工性能。除此之外，尽管不涉及涂搪性能和加工性能，关于含Nb和V的搪瓷用钢板的日本专利2040437中披露了可以通过加入Sn来防止该钢板在铸造期间的特殊条件下极可能发生的溶胀。
另外，作为努力改进含Nb和V并且具有优异的抗鳞爆性能和深冲性能的搪瓷用钢板的结果，本发明人提交了日本专利申请2000-390332。然而，尽管根据所建议的工艺制得的钢板获得了高的稳定的r-值，但它还不足以在获得与纯无铝高氧钢同样好或更优的抗鳞爆性能的同时还具有好的r-值。已知为了抑制搪瓷用钢板的鳞爆，在钢板中形成空隙并在搪瓷烧结期间将渗入钢板的氢气封闭在空隙内是有效的。然而，仅形成空隙并不一定能提高捕集氢的能力。已有多种工艺提出了钢的化学组成对涂搪性能的影响，并且公开了各种指定专用于提高抗鳞爆性能的钢的化学组成。
添加Nb和V使生产具有良好加工性能和涂搪性能的搪瓷用钢板成为可能已为公众所知，例如，通过上述公开号为H1-275736的日本未审专利和日本专利2040437。尽管从抗鳞爆性能来看，可以将这些工艺解释为建议形成空隙并提高空隙捕集氢能力，但从空隙的体积、形状和性质来看则很难说在这些工艺中采用了最优控制。结果，这些工艺不足以提高抗鳞爆性能并且阻碍了其应用的实际实施。
                      发明内容
本发明的目的是克服传统搪瓷用钢板的上述问题，提供一种不老化的搪瓷用钢板和一种制造该钢板的方法，该钢板通过连续铸造法制造，在单层涂搪中具有极优的抗鳞爆性能。本发明使获得这样一种钢板成为可能，当该钢板含有Nb和V时，其具有比传统钢板更高的r-值，r-值是深冲性能的指标。
作为各种研究的成果而建立了本发明，其目的在于克服传统钢板及其制备方法的缺陷。利用具有如下特定化学组成的钢作为例子测定生产条件对搪瓷用钢板的加工性能和涂搪性能的影响，结果得到下述的A)到E)的结论。
化学组成：
C：0.0005至0.010％，
Mn：0.02至1.5％，
O：0.015至0.07％，
Nb：0.002至0.1％，
V：0.002至0.1％，
Cu：0.08％或更少，
Si：0.05％或更少，
P：0.005至0.045％，
S：0.012％或更少，
Al：低于0.03％，和
N：0.001至0.0065％。
生产条件：
再热温度：1,250至1,050℃，
终轧温度：750至950℃，
卷绕温度：500至800℃，
冷缩率：50％或更多，和
退火：650至850℃，1至300分钟。
涂搪性能：
在使钢板经历酸洗、Ni处理、然后单层涂搪处理形成100μm厚的搪瓷膜后，对其抗鳞爆性能、涉及起泡和黑斑的表面缺陷以及瓷釉粘附性进行测定。结果得到如下结论：
A)C和氧的含量越低，深冲性能越好。
B)当将规定量或更多量的Mn加入具有相对较高S含量的钢中时，深冲性能提高而老化降低。
C)关于深冲性能，当在含0.0025％或更少的C的钢中加入0.004％或更多的Nb时，可以获得高的r-值。
D)当组分元素满足下列条件时：C：0.0025％或更少，V：0.003％或更多以及Nb：0.004％或更多，无论退火条件如何，都能得到5MPa或更少的时效指数。
E)与抗鳞爆性能有紧密关联的氢渗透时间受氧、Mn、S、V和Nb的含量的影响，并且，这些元素的加入量越大，氢渗透时间越长。
基于上述事实确立的本发明的要点如下。
(1)一种具有极优的加工性能和抗鳞爆性能的搪瓷用钢板，其特征在于：以质量计该钢板含有
C：0.010％或更少，
Mn：0.03至1.3％，
Si：0.03％或更少，
Al：0.02％或更少，
N：0.0055％或更少，
P：低于0.035％，和
S：超过0.025％至0.08％；并且
从退火前到在850℃下氢气氛中退火20小时后钢板的密度变化是0.02％或更多。
(2)一种根据(1)项的具有极优的加工性能和抗鳞爆性能的搪瓷用钢板，其特征在于：以质量计该钢板含有
C：0.010％或更少，
Mn：0.03至1.3％，
Si：0.03％或更少，
Al：0.02％或更少，
N：0.0055％或更少，
P：低于0.035％，和
S：超过0.025％至0.08％；并且
氧化物晶粒间存在0.1μm或更大尺寸的空隙。
(3)一种根据(1)或(2)项的具有极优的加工性能和抗鳞爆性能的搪瓷用钢板，其特征在于：以质量计该钢板含有
C：0.0025％或更少，
Mn：0.05至0.8％，
Si：0.015％或更少，
Al：低于0.015％，
N：0.0045％或更少，
O：0.005至0.055％，
P：低于0.025％，
S：超过0.025％至0.08％，
Cu：0.02至0.045％，
Nb：超过0.004％至0.06％，和
V：0.003至0.06％，
以及由Fe和不可避免的杂质组成的余量物质。
(4)一种根据(3)项的具有极优的加工性能和抗鳞爆性能的搪瓷用钢板，其特征在于以质量计该钢板还含有总量为0.02％或更少的As、Ti、B、Ni、Se、Cr、Ta、W、Mo、Sn和Sb中的一种或多种。
(5)一种生产具有极优的加工性能和抗鳞爆性能的搪瓷用钢板的方法，其特征在于：在600℃或更高的温度范围内的钢热轧中，以质量计该钢含有
C：0.010％或更少，
Mn：0.03至1.3％，
Si：0.03％或更少，
Al：0.02％或更少，
N：0.0055％或更少，
P：低于0.035％，和
S：超过0.025％至0.08％：
在1000℃或更高的温度及1/秒或更高的应变速率的条件下热轧该钢以使其总真应变为0.4或更多，然后在1000℃或更低的温度及10/秒或更高的应变速率的条件下热轧该钢以使总真应变为0.7或更多。
                      附图简介
附图1表示在850℃下退火20小时之前钢的活化内表面。
附图2表示在850℃下退火20小时之后钢的活化内表面。
附图3表示氢被捕集在活化内表面的空隙上的状态。
附图4表示轧制时间和密度变化之间的关系。
                 本发明的最佳实施方式
以下对本发明进行详细描述。
首先详细说明钢的化学组成。
由过去的技术已知钢中C的含量越低，其加工性能越好。因此，在本发明中，限定C的含量为0.010％或更少。此外，为了抑制老化和通过加入Nb和V来获得比不含Nb和V的传统钢(其具有约1.7的r-值)更高的r-值，控制C的含量为0.0025％或更少是理想的。更优选的C含量是0.0015％或更少。尽管不必指定C含量的下限，但由于进一步降低C含量将增加炼钢的成本，因此优选C含量为0.0005％或更高。
由于Si往往会使涂搪性能降低，因此限定Si的含量为0.03％或更少。由于同样的原因，控制Si的含量为0.015％或更少是理想的。为实现良好的涂搪性能，更为优选的Si含量范围是0.008％或更少。
Mn是一种重要的组分，它与氧、V和Nb的加入量结合影响涂搪性能。Mn也是一种防止热轧期间由S引起的热脆性的元素，并且限定根据本发明的含氧钢的Mn含量为0.03％或更多。优选的Mn含量为0.05％或更多。一般来说，当Mn含量高时，对瓷釉的粘附性产生反作用并且易于发生起泡和出现黑斑，但是，在根据本发明的优选具有比传统钢更高的S含量的钢中，Mn的加入引起的反作用并不明显。相反地，增加Mn含量提高了抗鳞爆性能，由于这个原因，积极地加入Mn。由于以上原因，设定Mn含量的上限为1.3％。优选的Mn含量的上限为0.8％，并且更优选为0.6％。
氧对抗鳞爆性能和加工性能有直接影响。它与Mn、Nb和V的含量结合同样影响瓷釉粘附性、抗起泡和黑斑性和抗鳞爆性能。由于这些原因，钢中含氧是适宜的。为发挥这些作用，优选氧含量为0.005％或更多。然而，当它的含量高时，高氧含量直接破坏加工性能，另外还会减弱Nb和V的加入的效果，由此间接地破坏加工性能和时效特性。由于这些原因，优选设定氧含量的上限为0.055％。
Al是一种脱氧元素，然而为了提高作为涂搪性能的一个指标的抗鳞爆性能，优选在钢中以氧化物形式保持足够量的氧。为此目的，限定Al含量低于0.02％。优选的Al含量低于0.015％。
N是一种类似C的填隙式固溶元素。当它的含量超过0.0045％时，即使加入Nb和V，钢的加工性能也倾向于降低，并且使生产不老化钢变得困难。由于这个原因，设定N含量的上限为0.0055％。优选的N含量为0.0045％或更少。尽管不必指定N含量的下限，但由于采用目前的炼钢工艺将N的含量降低至0.001％或更低的费用较高，因此适宜的下限是0.001％。
当P的含量较高时，加快了搪瓷预处理过程中的酸洗速率，结果使得引起起泡和黑斑的酸洗残渣增加。为此，本发明中限定P含量低于0.035％。优选的P含量为低于0.01％。
本发明中特别优选使S含量高于传统钢板的S含量，并限定它的含量范围为0.025％到0.08％。S主要以Mn和Cu的硫化物的形式存在于钢中。因此，当改变S含量时，Mn和Cu的硫化物的形状和含量随之变化。同时，Mn也以氧化物的形式存在于钢中。特别是，在本发明认为尤其适宜的含Nb和V的钢中，Mn以Nb-V-Mn-Si-Fe复合氧化物的形式存在，因而，以这种氧化物形式有效作用的Mn的含量的变化施加的影响比在Mn仅以简单的Mn氧化物形式存在的情形中更为复杂。就是说，当Mn以简单的Mn氧化物形式存在时，Mn含量的变化主要引起氧化物含量的直接变化，并且氧化物形状(如晶粒大小)的改变相对较小。而当Mn与Nb等其它元素一起以复合氧化物的形式存在时，即使在Mn含量变化的情况下，例如，当Mn含量降低时，由于氧化物的组成向高-Nb氧化物变化，使得氧化物含量变化受到抑制。同时据认为当高-Nb氧化物不稳定时，氧化物含量的降低比Mn含量的降低更多，这取决于条件。而更进一步地，当Mn以简单氧化物形式存在时，氧化物的组成或多或少以Mn氧化物的形式恒定，而当Mn以复合氧化物的形式存在时，例如考虑Mn和Nb，Mn和Nb的比率则在Mn-O到Nb-O之间广泛地变化并且组成的变化更为广泛。氧化物组成的差异意味着氧化物硬度和韧性等特性的差异，这在热轧和冷轧中显著地影响氧化物的伸长和断裂状态。
在氧化物晶粒中包括如Nb、V、Mn、Si和Fe的多种元素的情形下，情况就更为复杂，因而控制氧化物晶粒中元素的含量以提高钢板的特性就变得十分重要，很显然这些特性取决于它们在钢中的含量和生产条件。此外，当S含量增加时，溶质Mn的含量降低。结果，如果是这样的话，即使当Mn的含量增加时，对抗起泡和黑斑性的破坏也会降低，并且以MnS颗粒为核生成渗碳体的效果将会很明显，由此也降低了溶质C引起的老化。由于这些效果在传统的钢中不能看到而仅能在含有Nb和V与Mn一起作为氧化物形成元素的钢中看到，因而推想这些效果与MnS有关，通过使用含Mn、Nb和V等的氧化物晶粒作为沉淀核来加速MnS的析出。
V是本发明中优选加入的一种组分。加入V可以固定C和N，由此防止N引起的深冲性能的降低及由老化引起的延伸度的降低所导致的加压成形性的降低。加入钢中的部分V与钢中的氧结合形成氧化物并由此在防止鳞爆发生中起到有效的作用。它还通过降低为抑制鳞爆的发生所需的氧的量而对加工性能的提高有间接影响。由于这些原因，优选设定V含量的下限为0.003％。另一方面，当V的加入量增加时，瓷釉粘附性和抗起泡和黑斑性降低，因此，如果要加入V，优选设定它的上限为0.06％。
Nb是本发明中优选加入的另一种元素。Nb固定C和N，由此提高深冲性能并使钢板变得不老化。加入钢中的Nb也与钢中的氧结合形成氧化物并由此在防止鳞爆发生中起到有效的作用。它也通过降低为抑制鳞爆的发生所需的氧的量来对加工性能的提高产生间接影响。由于这些原因，如果加入Nb，优选它的含量超过0.004％。然而，当Nb的加入量增加时，瓷釉粘附性和抗起泡和黑斑性降低，由于这个原因，如果加入Nb，优选将Nb含量的上限设为0.06％。
众所周知Cu具有抑制搪瓷预处理中酸洗速度的功能。本发明中，如果加入Cu，为了让Cu发挥以上的作用，需要加入至少0.02％。然而，由于Nb和V的加入使根据本发明的钢含有极少量的溶质C和N，因此，当抑制酸洗速度的作用太强时，在短的酸洗时间范围内瓷釉粘附性降低。由于这个原因，如果加入Cu，优选设定Cu含量的上限为0.045％。
优选降低其它不可避免的杂质的含量，因为它们对材料特性和涂搪性能具有反作用。只要As、Ti、B、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca和Mg中的一种或多种的总含量为0.08％或更少并且Cr和/或Ni的总含量为25％或更少，就不会明显阻碍本发明的效果。换句话说，只要它们的总含量不超过上述限度，就可以积极地将它们分别加入以获得除本发明中所预期的优点之外的生产和质量上的优点。
本发明的特征在于当将钢在高温下保持长时间时控制钢密度的变化。此处，将密度变化当做表示钢中空隙内表面活性的一个指标，该指标也是根据本发明的钢要求的特征之一。具体地说，为了获得良好的抗鳞爆性能，需要使从退火前到在850℃下氢气氛中退火20小时后钢板的密度变化是0.02％或更多。这样做的原因还不清楚，但是据推测是为了使作为捕集氢的位点的空隙有效地起作用，它们内表面的状态以及它们的形状和体积都是有影响的。换句话说，据推测这类存在于内表面中的空隙在持续高温期间容易消失，即这类在持续高温期间大大影响钢板的密度变化的空隙是处于活化状态的，这样，活化的内表面强烈地倾向于与Fe或形成氧化物的元素反应并由此消失，同时，活化的内表面处于具有高捕氢能力的状态，易于与氢发生反应并将它吸收，这些形成氧化物的元素是在持续20小时的850℃的高温下通过扩散提供的，氢是在点火后的冷却步骤及室温冷却步骤期间渗入钢中的。附图1至3用示意图表示了上述的情形。图1表示在850℃下退火20小时之前钢的活化内表面。粗线代表活化内表面。图2表示在850℃下退火20小时之后钢的活化内表面，也表示没有发现活化的内表面。图3表示活化内表面上捕集了氢的状态。图3中小点代表氢。
此外，可以通过限定钢中空隙的尺寸来获得更好的特性。确切地说，要求存在于破碎和分散的氧化物颗粒中的空隙的尺寸为0.1μm或更高。这样做的原因还不清楚，但据推测为了使作为捕集氢位点的空隙能有效地发挥作用，空隙附近的应力状态以及空隙的形状和体积都是有影响的。换句话说，据推测当空隙尺寸小时，空隙周围形成的应力场就小，结果，空隙不能有效捕集经扩散经过它们附近的氢，而当空隙尺寸大到能够形成大的应变场时，由于应变梯度大，空隙可从较宽的区域内有效地捕集氢。此处，当空隙的总体积恒定时，从增加含捕集氢的空隙的内表面积的角度来说，分散大量的微小空隙更为有利。进一步说，当空隙的总体积恒定时，如果每个空隙的尺寸过大并且空隙的密度太低，则捕集氢的效率降低。从这一点来说，尽管取决于空隙的总体积，还是优选空隙的尺寸为0.8μm或更小。
接下来，对生产方法进行描述。尽管根据本发明的钢板是用连续铸造法生产的，但即使通过模铸锭和粗轧生产钢板也不会对本发明的优点起到反作用。随后对钢板进行热轧并且可以采用1050至1250℃范围的常用再热温度，因为再热温度不影响本发明的优点。热轧中800℃或更高的终轧温度都是可以接受的，但是，考虑到热轧的操作性能，等于或高于钢的Ar3转化温度的终轧温度是适宜的。
注意，在600℃或更高的温度范围内对钢进行热轧的过程中，为获得良好的抗鳞爆性能，在1000℃或更高的温度及1/秒或更高的应变速率的条件下热轧该钢以使其总真应变为0.4或更多，然后在1000℃或更低的温度及10/秒或更高的应变速率的条件下热轧该钢以使总真应变为0.7或更多是有效的。图4表示轧制时间与密度变化之间的关系。可以理解热轧时空隙在破碎分散的氧化物中形成。这可能是因为空隙的合适形状和适宜特性，尤其是其内表面活性，是通过控制存在于所述钢中的空隙的形成过程来获得的。尽管上述过程是如何实现的还不清楚，但是以下通过引入一些假设对本发明表现出的作用的机理进行解释。尽管空隙主要在热轧后的冷轧期间通过氧化物晶粒的碎裂来形成，但是热轧期间预先控制氧化物晶粒的形状也是重要的。也就是说，由于热轧过程的温度较高，软化了氧化物晶粒，因此它们的硬度与构成基相的基材没有太大区别，并且因此，在1000℃左右或更高的温度范围内，氧化物晶粒的碎裂很难产生而且氧化物晶粒被拉长。当温度降低至低于1000℃，即大约900℃或更低，尽管氧化物晶粒很难被拉长，依然没有产生在冷轧情形下明显可见的碎裂，即便有断裂也仅部分进行到产生细裂纹的程度。考虑到当在热的状态下经历加工时，变形的基材和氧化物晶粒发生显著的回复，为了获得冷轧前就伸长至足够程度并同时具有细裂纹的氧化物晶粒，重要的是对热轧的温度控制，对不同温度范围内的应变量的控制以及对应变速率的控制。
当热加工的温度范围过高时，回复是强烈的并且不可能对氧化物晶粒中施加足够形成裂纹的应变量。另一方面，当温度范围过低时，氧化物晶粒的形状不是被伸长的而是呈近乎球形，在其中形成裂纹变得困难。这样，对于氧化物晶粒来说为形成裂纹而具有适当伸长的细长形状是必要的。为此，在热轧期间，需要在相对较高的温度范围内拉长氧化物晶粒来提供足够变形，然后在相对较低的温度范围内以控制方式在其中形成裂纹。
然后，在冷轧中通过碎裂这样的具有细裂纹的伸长的氧化物晶粒，从而使生成空隙变得可能，这些空隙具有所需的新表面，即活化的内表面，从而有效地捕集氢。尽管还不清楚为什么源于裂纹的断裂面比不源于裂纹的断裂面在捕集氢时更具活性，但据推测一些元素在裂纹形成后在裂纹中扩散和析出是其中一个原因，所述扩散和析出主要发生在热轧的卷绕过程的高温持续期间。
冷轧中，为获得具有良好深冲性能的钢板，要求冷缩率为60％或更高。尤其是当需要更好的深冲性能时，优选采用75％或更高的冷缩率。
对于退火，本发明的优点不受采用装箱退火还是连续退火的影响，只要温度能够等于或高于待热处理的钢的再结晶温度，就可以保有本发明的优点。为实现作为本发明优点的极优深冲性能和良好的涂搪性能，特别优选连续退火。因为根据本发明的钢的特征在于即使在退火时间短的情况下，再结晶也在650℃完成，因此，不需要特别高的温度。对于装箱退火通常适宜的温度范围是从650到750℃，对于连续退火则是700到800℃。
如上所述，具有根据本发明的化学组成的或在根据本发明的生产条件下生产的钢板是一种搪瓷用钢板：具有与传统脱碳半镇静钢同样好或更优的加压成形性；即使在直接单层搪瓷中也不易引起起泡和黑斑的缺陷；并且即使当它由连续铸造的钢板生产时，也具有优异的瓷釉粘附性。此外，在用于浴缸或罐(不是直接单层搪瓷)时，与直接单层搪瓷的情形相似，根据本发明的钢板也表现出本发明的优点。
                      实施例
将不同化学组成的连续铸造钢板在各种生产条件下经历热轧、冷轧和退火。接着，对由此生产的冷轧和退火钢板以1.0％的收缩率进行表面光轧，然后对制得的钢板的力学性能和涂搪性能进行测定。化学组成、生产条件和测定结果列于表1中。
对由该钢板形成的JIS 5号试样从抗拉强度、r-值及时效指数等方面检测其力学性能。时效指数由经历10％的预应变后在200℃经20分钟老化前后的应力差来表示。
在经过表2所示的加工步骤后对涂搪性能进行评价。在涂搪性能中，对于起泡和黑斑的表面特性的测定是在25分钟的长时间酸洗条件下进行的，并且评价结果如下给出：◎表示无气泡和黑斑出现，○表示有限的出现，×表示大量出现。
对瓷釉粘附性的测定是在2分钟的短时间酸洗条件下进行的。由于通常采用的P.E.I粘附性测试法(ASTM C313-59)不能检测瓷釉粘附性上的小差别，因此，对该性能的评价是通过用球形突头将2.0kg重的瓷釉从1m高处滴加到测试件上，用169探针测量变形区域搪瓷膜的剥落状态并计算无剥落区域的百分比来进行的。
通过加速鳞爆试验来评价抗鳞爆性能，在该评价中对三块钢板进行2分钟的无浸Ni酸洗，用釉料上釉形成直接单层搪瓷，干燥，在烘箱中保持850℃烧结3分钟，其露点为50℃，然后在恒温箱中160℃下保持10小时。目视判断鳞爆是否发生并将结果表示如下：◎表示无鳞爆出现，○表示有限的出现，×表示大量出现。
从表1所示的结果可以清楚地看到，根据本发明的钢板是具有极优的r-值、E1、抗老化性和涂搪性能的搪瓷用钢板。由于加入了Nb和V，根据本发明的钢具有良好的时效特性(AI：0)。另一方面，对比例所示的钢板的力学性能和涂搪性能差。除上所述，根据本发明的钢还具有r-值的面内各向异性较低的特点，从加工性能和形成钢板的产率来看该性质是有利的。这意味着除非将化学组成和组分元素间的密切关系控制在本发明指定的范围内，否则不能生产出具有极优的力学性能和涂搪性能的钢板。
                                                                 表(1-1)
                                                           化学组成(重量％)
  C   Si   Mn   P   S   Al   N   V   Nb   O   Cu   其它元素
  0.0014   0.008   0.28   0.007   0.054   0.0095   0.0028   0.049   0.054   0.015   0.042   发明实施例
  0.0014   0.008   0.28   0.007   0.054   0.0095   0.0028   0.049   0.054   0.015   0.042   发明实施例
  0.0014   0.008   0.28   0.007   0.054   0.0095   0.0028   0.049   0.054   0.015   0.042   发明实施例
  0.0008   0.010   0.23   0.006   0.045   0.0031   0.0006   0.039   0.052   0.031   0.032   发明实施例
  0.0008   0.010   0.23   0.006   0.045   0.0031   0.0006   0.039   0.052   0.031   0.032   发明实施例
  0.0008   0.010   0.23   0.006   0.045   0.0031   0.0006   0.039   0.052   0.031   0.032   发明实施例
  0.0012   0.002   0.51   0.011   0.057   0.0008   0.0016   0.037   0.058   0.049   0.043   发明实施例
  0.0012   0.002   0.51   0.011   0.057   0.0008   0.0016   0.037   0.058   0.049   0.043   发明实施例
  0.0012   0.002   0.51   0.011   0.057   0.0008   0.0016   0.037   0.058   0.049   0.043   发明实施例
  0.0018   0.008   0.07   0.006   0.038   0.0045   0.0031   0.049   0.040   0.047   0.016   Cr：0.53Ni：0.05   发明实施例
  0.0021   0.007   0.22   0.010   0.045   0.0062   0.0020   0.047   0.042   0.026   0.036   Sn：0.008Ca：0.005Mg：0.003   发明实施例
  0.0009   0.003   0.28   0.012   0.055   0.0023   0.0015   0.045   0.036   0.017   0.028   B：0.0015   发明实施例
  0.0043   0.002   0.55   0.006   0.065   0.0075   0.0037   0.046   0.039   0.027   0.038   对比例
  0.0022   0.011   0.20   0.008   0.040   0.0210   0.0009   0.049   0.032   0.003   0.035   对比例
  0.0022   0.011   0.20   0.008   0.040   0.0210   0.0009   0.049   0.032   0.003   0.035   对比例
  0.0013   0.080   0.12   0.008   0.011   0.0035   0.0024   0.035   0.035   0.027   0.033   对比例
  0.0013   0.080   0.12   0.008   0.011   0.0035   0.0024   0.035   0.035   0.027   0.033   对比例
  0.0016   0.008   0.22   0.006   0.007   0.0102   0.0023   0.040   0.038   0.025   0.035   对比例
  0.0016   0.008   0.22   0.006   0.007   0.0102   0.0023   0.040   0.038   0.025   0.035   对比例
  0.0016   0.008   0.22   0.006   0.007   0.0102   0.0023   0.040   0.038   0.025   0.035   对比例
  对比例
                                                                               表(1-2)
                      热轧   冷轧          退火      力学性能     退火前后的密度变化(％)     氧化物晶粒中的空隙(μm)           涂搪性能
    钢板再热温度(℃)      轧制加工   终轧温度(℃)   冷轧温度(℃)   收缩率(％)   温度(℃)     时间(分钟)   r-值     时效指数     抗起泡和黑斑性   瓷釉粘附性     抗鳞爆性能
  A   B
    1200   0.3   0.5   870   600   82   850     1   2.35     0     0.12     0.08     ○   ○     ○ 发明实施例
    1150   0.8   0.5   890   600   82   850     1   2.38     0     0.15     0.13     ○   ○     ○ 发明实施例
    1150   1.2   1.5   880   710   82   860     1   2.45     0     0.22     0.12     ○   ○     ◎ 发明实施例
    1150   0.3   0.6   920   710   76   830     1   2.23     0     0.08     0.06     ○   ○     ○ 发明实施例
    1100   1.0   1.3   900   730   76   860     1   2.30     0     0.18     0.21     ○   ○     ◎ 发明实施例
    1100   1.5   2.3   880   710   76   840     1   2.30     0     0.24     0.18     ○   ○     ◎ 发明实施例
    1100   0.3   0.5   880   550   84   785     1   2.16     0     0.05     0.05     ○   ○     ○ 发明实施例
    1100   0.3   1.3   880   750   84   785     1   2.14     0     0.09     0.04     ○   ○     ○ 发明实施例
    1100   2.2   1.3   890   710   84   785     1   2.22     0     0.18     0.11     ○   ○     ◎ 发明实施例
    1100   1.3   2.5   900   550   75   790     1   1.95     0     0.15     0.23     ○   ○     ◎ 发明实施例
    1100   1.8   2.0   900   720   80   775     1   2.06     0     0.22     0.12     ○   ○     ◎ 发明实施例
    1100   2.3   1.5   890   730   70   810     1   2.31     0     0.20     0.10     ○   ○     ◎ 发明实施例
    1100   1.5   2.3   890   720   77   800     1   1.98     30     0.14     0.12     ○   ○     ○ 对比例
    1150   0.3   0.5   900   720   77   840     1   2.35     0     0.00     0.01     ○   ○     × 对比例
    1150   1.5   2.3   890   720   77   840     1   2.35     0     0.00     0.00     ○   ○     × 对比例
    1150   1.0   0.6   910   720   77   830     1   2.38     0     0.01     0.03     ○   ○     × 对比例
    1150   2.2   1.3   910   720   77   830     1   2.38     0     0.01     0.01     ○   ○     × 对比例
    1100   0.3   0.6   890   720   78   800     1   2.20     0     0.01     0.18     ○   ○     △ 对比例
    1100   1.0   1.3   890   720   78   800     1   2.16     0     0.02     0.24     ○   ○     △ 对比例
    1100   1.5   2.3   890   720   78   800     1   2.25     0     0.01     0.19     ○   ○     △ 对比例
对比例
A：在1000℃或更高的温度及1/秒或更高的应变速度的条件下施加的总真实应变。
B：在1000℃或更低的温度及10/秒或更高的应变速度的条件下施加的总真实应变。
[表2]
                   表2
    加工步骤 条件
    1 脱脂 碱脱脂
    2 热水漂洗
    3 水洗
    4 酸洗 15％H2SO4，75℃×3或20分钟浸泡
    5 水洗
    6 Ni处理 2％NiSO4，70℃×3分钟浸泡
    7 水洗
    8 中和 2.0％Na2CO3，75℃×5分钟浸泡
    9 干燥
    10 上釉 直接单层上釉，100μm厚
    11 干燥 160℃×10分钟
    12 烧结 840℃×3分钟
根据本发明的搪瓷用钢板具有与传统使用的具有良好加压成形性的含Ti钢同样好或更优的深冲性能，并且满足搪瓷用钢板的所有要求。即抗鳞爆性能、抗起泡和黑斑性、瓷釉粘附性和表面特性。另外，本发明大大地降低了退火费用，因为本发明既可以通过连续退火也可以通过装箱退火来生产具有极优的加压成形性和抗老化性的钢板，这取代了通过连续铸造生产传统高氧钢所采用的脱碳退火或脱碳脱氮退火。因而，本发明具有重大的工业意义。

Claims (5)

1.一种具有极优的加工性能和抗鳞爆性能的搪瓷用钢板，其特征在于：以质量计该钢板含有
C：0.010％或更少，
Mn：0.03至1.3％，
Si：0.03％或更少，
Al：0.02％或更少，
N：0.0055％或更少，
P：低于0.035％，和
S：超过0.025％至0.08％；并且
从退火前到在850℃下氢气氛中退火20小时后钢板的密度变化是0.02％或更多。
2.一种根据权利要求1的具有极优的加工性能和抗鳞爆性能的搪瓷用钢板，其特征在于：以质量计该钢板含有
C：0.010％或更少，
Mn：0.03至1.3％，
Si：0.03％或更少，
Al：0.02％或更少，
N：0.0055％或更少，
P：低于0.035％，和
S：超过0.025％至0.08％；并且
氧化物晶粒间存在0.1μm或更大尺寸的空隙。
3.一种根据权利要求1或2的具有极优的加工性能和抗鳞爆性能的搪瓷用钢板，其特征在于：以质量计该钢板含有
C：0.0025％或更少，
Mn：0.05至0.8％，
Si：0.015％或更少，
Al：低于0.015％，
N：0.0045％或更少，
O：0.005至0.055％，
P：低于0.025％，
S：超过0.025％至0.08％，
Cu：0.02至0.045％，
Nb：超过0.004％至0.06％，和
V：0.003至0.06％，
以及由Fe和不可避免的杂质组成的余量物质。
4.一种根据权利要求3的具有极优的加工性能和抗鳞爆性能的搪瓷用钢板，其特征在于以质量计该钢板还含有总量为0.02％或更少的As、Ti、B、Ni、Se、Cr、Ta、W、Mo、Sn和Sb中的一种或多种。
5.一种生产具有极优的加工性能和抗鳞爆性能的搪瓷用钢板的方法，其特征在于：在600℃或更高的温度范围内的钢热轧中，该钢以质量计含有
C：0.010％或更少，
Mn：0.03至1.3％，
Si：0.03％或更少，
Al：0.02％或更少，
N：0.0055％或更少，
P：低于0.035％，和
S：超过0.025％至0.08％：
在1000℃或更高的温度及1/秒或更高的应变速率的条件下热轧该钢以使其总真应变为0.4或更多，然后在1000℃或更低的温度及10/秒或更高的应变速率的条件下热轧该钢以使总真应变为0.7或更多。
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