TW201525156A - 琺瑯用冷軋鋼板及其製造方法、以及琺瑯製品 - Google Patents

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Abstract

提供一種琺瑯用冷軋鋼板，其具有預定化學成分，且含有2×102個/mm2以上且1×104個/mm2以下之直徑為0.2μm以上且10μm以下的Fe-Mn-Nb系複合氧化物；其經被賦予10%的拉伸應變(tensile strain)且施行加熱溫度為830℃、保持時間為5分鐘的熱處理後的疲勞限度比係大於0.42；其在前述組織與前述Fe-Mn-Nb系複合氧化物之間形成有空隙，且前述空隙的圓等效直徑為0.1~0.6μm；當將前述空隙視為近似三角形且將前述三角形的長邊設為底邊時，前述底邊的長度除以高度所得的值為1.0~15。

Description

琺瑯用冷軋鋼板及其製造方法、以及琺瑯製品 發明領域
本發明係有關於一種具有優異的加工性、琺瑯特性(耐起泡．黑點性、密著性、耐鱗爆性(fishscale resistance))及疲勞特性之高強度琺瑯用鋼板及其製造方法，特別是有關於一種具有顯著優異的耐鱗爆性及琺瑯處理後的疲勞特性之高強度琺瑯用冷軋鋼板及其製造方法。又，本發明係有關於使用該琺瑯用鋼板之琺瑯製品。
本申請，係基於2013年09月10日在日本提出申請之特願2013-187473號而主張優先權，且將其內容引用於此。
發明背景
先前，琺瑯用鋼板係藉由將玻璃質燒結在鋼板表面之琺瑯處理而賦予耐熱性、耐候性、耐藥品性及耐水性的功能之後，使用作為琺瑯製品。又，琺瑯用鋼板係將此種特性活用而被廣泛地利用作為鍋類、洗滌槽等的廚房用品、建材等的材料。作為此種琺瑯用鋼板被要求的特性，有耐煅燒應變性、耐鱗爆性、密著性、耐起泡．黑點缺陷性等。又，在將琺瑯用鋼板作為琺瑯製品之製造過程，係通 常施行沖壓加工用以得到製品形狀。因此在琺瑯用鋼板，係除了上述的特以外，亦被要求良好的成形性(加工性)。
又，藉由施行琺瑯處理，在含有硫酸等之嚴酷的腐蝕環境下的耐蝕性係提升。因此，近年來，琺瑯用鋼板之應用範圍擴大至發電設備等(例如發電機用熱交換器)的能源領域。在此種領域，係被要提升對於經年使用之疲勞等的可靠性，而且以零件的輕量化作為目的，所使用的鋼板亦被要求高強度化。
關於具有琺瑯特性之鋼板的高強度化，係例如記載在專利文獻1。專利文獻1所記載的鋼板，係在鋼中添加Ti且藉由在琺瑯煅燒(在琺瑯處理之煅燒步驟)中，使TiC在鋼板中微細析出而謀求高強度化。又，專利文獻2係記載一種鋼板，其藉由將鋼板中成分的Ni及P之添加量比控制在特定範圍，而在高強度化之同時確保琺瑯特性。
但是，在專利文獻1的技術所得到的鋼板，係經施行琺瑯處理時，容易產生稱為起泡或黑點之表面缺陷。又，在煅燒中之短時間的熱處理時，TiC難以充分地生成且容易產生鱗爆缺陷。
專利文獻2的技術，必須添加昂貴的Ni用以確保琺瑯特性。因此，雖然能夠確保特性，但是從製造成本觀點而言，仍然有課題殘留。
在汽車用鋼板等，先前係被要提升疲勞特性且已進行各種的研究。但是，針對使琺瑯用鋼板之琺瑯處理後的疲勞特性(亦即，琺瑯製品的疲勞特性)提升之技術，係未 有報告揭示。例如在非專利文獻1，係記載一種藉由提高P含量來謀求提升汽車用鋼板的疲勞特性之技術。
但是，琺瑯用鋼板係與汽車用鋼板等不同，為了確保琺瑯特性、特別是耐鱗爆性，必須蓄意地使許多析出物(特別是氧化物)分散在組織中，其成為使疲勞特性低落之原因。又，與汽車用鋼板等不同，在琺瑯用鋼板，因為在加工後係進行加熱至800℃以上之琺瑯處理，熱履歷引起組織產生變化。因此，如圖1所顯示，相對於汽車用鋼板，在琺瑯用鋼板之疲勞特性係變為較低。
其結果，即便將在汽車用鋼板所進行之提升疲勞特性的技術應用在琺瑯用鋼板，只有那樣係無法得到具有充分的疲勞特性之琺瑯用鋼板。
如此，無法提供一種能夠充分地滿足琺瑯用鋼板的重要特性之耐鱗爆性、加工性、以及當作鋼板可靠性指針之製品的疲勞特性之高強度鋼板。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本國特開昭61-117246號公報
專利文獻2：日本國特許第1456199號公報
非專利文獻
非專利文獻1：“高強度薄鋼板的疲勞強度”、長江等人、鐵與鋼、第68年(1982)第9號第1430~1436頁
發明概要
本發明係發展如前述的琺瑯用鋼板之技術，其目的係提供一種具有優異的加工性、耐鱗爆性、及疲勞特性之廉價的高強度琺瑯用鋼板，特別是提供一種具有優異的加工性、耐鱗爆性，且在琺瑯處理後亦具有優異的疲勞特性之廉價的高強度琺瑯用冷軋鋼板及其製造方法。又，本發明之目的係得到一種琺瑯製品，其係使用具有優異的加工性、耐鱗爆性、及疲勞特性之廉價的高強度琺瑯用冷軋鋼板而成。
為了克服先前的琺瑯用鋼板之課題，本發明係重複進行各種的研討。本發明者等係針對琺瑯用冷軋鋼板的耐鱗爆性、加工性、及疲勞特性，研討成分組成、製造條件的影響而得到以下(a)~(f)的知識。
(a)將鋼的成分組成適當化且控制捕捉鋼板中的氫之鋼板中的析出物時，耐鱗爆性提升，其中該鋼板中的氫係成為鱗爆的重要原因。特別是使鋼板中存在氧化物時，耐鱗爆性提升。
(b)鋼板的強度變高時，加工性會劣化。但是，藉由將在鋼板中所存在的析出物(琺瑯用鋼板時，特別是氧化物)的直徑、個數適當化，即便鋼板為高強度化亦能夠減少加工性的劣化程度。
(c)在琺瑯用鋼板，係如上述在鋼中存在許多的氧化物。在此種琺瑯用鋼板進行冷軋、沖壓成形等的加工 時，藉由在鋼板中所存在的氧化物與鋼板之變形抵抗差而在鋼中所存的氧化物與鋼板組織之間形成空隙。該空隙係依形狀且藉由切口效果而造成應力集中且有成為疲勞破壞的起點之可能性。因此，藉由適當地控制空隙的形狀能夠謀求提升疲勞特性。
(d)在琺瑯用鋼板，因加工而容易在析出物的周圍及空隙的周圍積蓄應變。特別是在沖壓成形產生彎曲變形時，在表層部(例如從表層起算20μm以內)之該傾向係顯著的。由於該積蓄的應變，在琺瑯處理時會引起粒成長。
琺瑯處理後的疲勞特性係受到在表層部之琺瑯處理後的結晶粒徑之影響，所以減少平均結晶粒徑，對於提升疲勞特性係有效的。但是，即便平均結晶粒徑小，當存在因粒成長致使部分粗大化的結晶粒時，因為會成為疲勞破壞的起點，故疲勞特性低落。特別是在空隙的附近產生粒成長時，容易成為疲勞的起點。因為在未賦予如琺瑯處理的熱履歷之汽車用鋼板等係無法觀察到此種粒成長，所以認為是琺瑯用鋼板所特有的現象。
(e)藉由適當地控制熱軋、酸洗及冷軋條件，能夠控制結晶粒徑。又，能夠將氧化物直徑控制在較佳範圍且能夠控制在最後製品的析出物形態。
而且，在冷軋，藉由選擇冷軋油等而使軋輥與鋼板的摩擦係數為適當範圍，能夠降低在表層部所積蓄的應變。
(f)藉由控制鋼板成分、特別是使C、Mn、P、Nb的含量成為預定範圍，能夠防止琺瑯處理(琺瑯煅燒)時的粒 成長。因此，在減小加工前的結晶粒徑之同時，藉由將C、Mn、P、Nb的含量適當化，在琺瑯處理後亦能夠減小結晶粒且能夠使疲勞特性提升。
本發明係基於以上的知識而進行者，其要旨係如以下。
(1)本發明的一態樣之琺瑯用冷軋鋼板，以質量%計，含有：C：0.0005~0.0050%、Mn：0.05~1.50%、Si：0.001~0.015%、Al：0.001~0.01%、N：0.0010~0.0045%、O：0.0150~0.0550%、P：0.04~0.10%、S：0.0050~0.050%、Nb：0.020~0.080%、及Cu：0.015~0.045%，且剩餘部分為Fe及不純物，並且當將C含量以C(%)表示、將Mn含量以Mn(%)表示、將P含量以P(%)表示、及將Nb含量以Nb(%)表示時，係滿足下述式(i)；組織含有肥粒鐵，且從表面起算於板厚方向之板厚1/4的位置之前述肥粒鐵的平均結晶粒徑為12.0μm以下；且含有2×102個/mm2以上且1×104個/mm2以下之含Fe、Mn、Nb且直徑為0.2μm以上且10μm以下的Fe-Mn-Nb系複合氧化物；以疲勞強度除以拉伸強度後所得的值表示之疲勞限度比係大於0.42，其中該疲勞強度係經被賦予10%的拉伸應變且施行加熱溫度為830℃、保持時間為5分鐘的熱處理後在107循環下的應力；在前述組織與前述Fe-Mn-Nb系複合氧化物之間形成有空隙，且前述空隙的圓等效直徑為0.1~0.6μm；當將前述空隙視為近似三角形且將前述三角形的長邊設作底邊時，前述底邊的長度除以高度所得的值為1.0~15， 2.20≦8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5≦4.00．．．(i)。
(2)本發明的另一態樣之琺瑯用冷軋鋼板，以質量%計，含有：C：0.0005~0.0050%、Mn：0.05~1.50%、Si：0.001~0.015%、Al：0.001~0.01%、N：0.0010~0.0045%、O：0.0150~0.0550%、P：0.04~0.10%、S：0.0050~0.050%、Nb：0.020~0.080%、Cu：0.015~0.045%、及B：0.0005~0.0050%，且剩餘部分為Fe及不純物，並且當將C含量以C(%)表示、將Mn含量以Mn(%)表示、將P含量以P(%)表示、及將Nb含量以Nb(%)表示時，係滿足下述式(ii)；組織含有肥粒鐵，且從表面起算於板厚方向之板厚1/4的位置之前述肥粒鐵的平均結晶粒徑為12.0μm以下；且含有2×102個/mm2以上且1×104個/mm2以下之含Fe、Mn、Nb、B且直徑為0.2μm以上且10μm以下的Fe-Mn-Nb-B系複合氧化物；以疲勞強度除以拉伸強度所得的值表示之疲勞限度比係大於0.42，其中該疲勞強度係經被賦予10%的拉伸應變且施行加熱溫度為830℃、保持時間為5分鐘的熱處理後在107循環下的應力；在前述組織與前述Fe-Mn-Nb-B系複合氧化物之間形成有空隙，且前述空隙的圓等效直徑為0.1~0.6μm；當將前述空隙視為近似三角形且將前述三角形的長邊設作底邊時，前述底邊的長度除以高度所得的值為1.0~15，2.50≦8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5≦4.00．．．(ii)。
(3)如上述(1)或(2)之琺瑯用冷軋鋼板，其可進一 步以質量%計，含有合計為0.1%以下之選自Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之1種以上。
(4)本發明的另一態樣之琺瑯製品，係使用如上述(1)或(2)之琺瑯用冷軋鋼板而製造。
(5)本發明的另一態樣之琺瑯製品，係使用如上述(3)之琺瑯用冷軋鋼板而製造。
依照本發明，能夠提供一種具有優異的加工性及耐鱗爆性，且即便琺瑯處理後亦具有優異的疲勞特性之高強度琺瑯用鋼板、及使用該冷軋鋼板而製成之琺瑯製品。本發明的高強度琺瑯用冷軋鋼板係除了廚房用品、建材用以外，應用在能源領域時，能夠提升對於經年使用之疲勞等的可靠性和使製品的輕量化。
1‧‧‧空隙
2‧‧‧Fe-Mn-Nb系複合氧化物
圖1係顯示各種鋼板的拉伸強度與疲勞強度之關係之圖。
圖2係顯示8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5之值與疲勞強度比之關係之圖。
圖3係存在於本實施形態之琺瑯用鋼板的空隙之一個例子。
用以實施發明之形態
以下，針對本實施形態之具有優異的加工性及耐 鱗爆性且在琺瑯處理後具有優異的疲勞特性之高強度琺瑯用冷軋鋼板(以下有稱為「本實施形態之琺瑯用鋼板」之情形)及其製造方法(以下有稱為「本實施形態的琺瑯用鋼板之製造方法」之情形)、以及使用本實施形態之具有優異的加工性及耐鱗爆性之高強度琺瑯用冷軋鋼板而製成之琺瑯製品(以下有稱為「本實施形態之琺瑯製品」之情形)，進行說明。
首先，說明限定本實施形態之琺瑯用鋼板的成分組成(化學成分)之理由。在此，有關成分組成之%，係意味著質量%。
因為本實施形態之琺瑯製品係使用本實施形態之琺瑯用鋼板而製造，所以本實施形態之琺瑯製品的成分組成係與本實施形態之琺瑯用鋼板相同。
C：0.0005~0.0050%
C係其含量越低，加工性變為越良好。因此，將C含量的上限設為0.0050%。為了使當作加工性的指標之延伸度及r值進一步提升，以將C含量的上限設為0.0025%為佳。更佳為0.0015%。從確保鋼板特性的觀點而言，C含量的下限係不必特別限定。但是，將C含量減低至必要以上時，不僅是製鋼成本變高，而且產生必須增加其他合金元素的含量用以確保作為製品之強度，致使製造成本變高。因此，以將C含量的下限設為0.0005%為佳。較佳C含量的下限為0.0010%。
Mn：0.05~1.50%
Mn係與O含量、Nb含量、B含量有關聯且對於有助於提升琺瑯用鋼板的耐鱗爆性之氧化物的組成產生影響。又，亦對鋼板的高強度化產生影響。因此，在琺瑯用鋼板，Mn係重要的元素。又，在熱軋時Mn係防止源自S的存在引起熱脆性之元素。為了得到該等效果，在含有O之本實施形態之琺瑯用鋼板，Mn含量的下限係設為0.05%。
通常，Mn含量變高時，琺瑯密著性變差且容易產生起泡和黑點，但是Mn係以氧化物的方式存在鋼中時，琺瑯密著性、耐起泡．黑點性的劣化小。因此，在本實施形態之琺瑯用鋼板，係控制氧化物來積極地活用Mn用以確保鋼板強度。但是，Mn含量大於1.50%時，容易產生凝固偏析且韌性和機械特性有劣化之可能性。因此，將Mn含量的上限設為1.50%。較佳Mn含量的上限為1.20%。
Si：0.001~0.015%
Si係具有控制氧化物組成的效果之元素。為了得到該效果，必須將Si含量的下限設為0.001%。較佳Si含量的下限為0.005%。另一方面，Si含量過剩時，琺瑯特性劣化。特別是在熱軋大量地形成Si氧化物時，有耐鱗爆性劣化之情形。因此，將Si含量的上限設為0.015%。使耐起泡、耐黑點性等提升來得到更佳的表面性狀時，以將Si含量的上限設為0.008%為佳。
Al：0.001~0.010%
Al係對於鋼的脫氧有效之元素。但是，因為是強脫氧元素，所以必須慎重地控制含量。
Al含量大於0.010%時，本實施形態之琺瑯用鋼板在鋼中保留必要的O含量係變為困難。此時，難以形成所需要的複合氧化物且對於耐鱗爆性有效的複合氧化物之數量密度低落。又，在熱軋形成缺乏延展性之Al氧化物而成為使耐鱗爆性低落之重要原因。此時，控制對提升耐鱗爆性之氧化物係變為困難。因此，將Al含量的上限設為0.010%。另一方面，將Al含量設為小於0.001%時，在製鋼步驟係承受很大的負荷。因此，將Al含量的下限設為0.001%。較佳Al含量的下限為0.003%。
N：0.0010~0.0045%
N係侵入型固熔元素。大量地含有N時，不僅是即便添加Nb、B等的氮化物形成元素，加工性亦有劣化之傾向，而且難以製造非時效性鋼板。因此將N含量的上限設為0.0045%。N含量的下限係不必特別限定。但是，為了將N含量減低至0.0010%以下，因為現狀技術需要非常大的成本，所以可將N含量的下限設為0.0010%。較佳N含量的下限為0.0020%。
O：0.0150~0.0550%
O係用以形成複合氧化物之必要的元素且對耐鱗爆性、加工性直接產生影響。又，O含量係與Mn含量、Nb含量、B含量有關聯且對耐鱗爆性、亦即複合氧化物的數量密度及在鋼中所存在的空隙大小產生影響。因此在本實施形態之琺瑯用鋼板，O係必要元素。將O含量的下限設為0.0150%用以得到該等效果。較佳O含量的下限為0.0200%。O含量 太低時，素材之複合氧化物在鋼板中的數量密度變少，同時在製造步驟所形成的空隙大小亦變小致使耐鱗爆性劣化。另一方面，O含量太高時，造成所形成的複合氧化物的數量密度増加和大小増大。此時，在輥軋步驟所形成的空隙大小變為太大，其結果係造成加工性劣化。因此，將O含量的上限設為0.0550%。較佳O含量的上限為0.0450%。
P：0.040~0.100%
P係使鋼板的結晶粒徑微細化來謀求高強度之有效的元素。為了得到該效果，係將P含量的下限設為0.040%。較佳P含量的下限為0.050%。另一方面，P含量過剩時，在琺瑯煅燒時，P係在鋼板的結晶晶界高濃度地偏析且有成為起泡．黑點等的原因之情形。因此，將P含量的上限設為晶界0.100%。較佳P含量的上限為0.075%。
S：0.0050~0.0500%
S係與Mn同時是形成Mn硫化物之元素。藉由使該Mn硫化物在氧化物複合析出，能夠使耐鱗爆性大幅度地提升。將S含量的下限設為0.0050%用以得到該效果。S含量的下限係以0.0100%為佳，較佳S含量的下限為0.0150%。但是，S含量過剩時，有使控制氧化物所必要的Mn之效果低落之情形。因此，將S含量的上限設為0.0500%。較佳S含量的上限為0.0300%。
Nb：0.020~0.080%
在本實施形態之琺瑯用鋼板，Nb係必要元素。Nb係與O含量、Mn含量、B含量有關聯且對有助於提升琺瑯用鋼板 的耐鱗爆性之氧化物的組成產生影響。又，Nb係藉由將結晶粒微細化而亦有助於鋼板的高強度化之元素。將Nb含量的下限設為0.020%用以得到該等效果。較佳Nb含量的下限為0.040%。另一方面，Nb含量過剩時，在Nb添加時產生脫氧致使在鋼中難以形成氧化物。因此，將Nb含量的上限設為0.080%。Nb含量的較佳上限為0.060%，較佳上限為0.055%。
Cu：0.015~0.045%
在琺瑯煅燒時，Cu係具有控制玻璃質與鋼板反應的效果之元素。將Cu含量的下限設為0.015%用以得到該效果。較佳Cu含量的下限為0.020%。另一方面，Cu含量過剩時，不僅是阻礙玻璃質與鋼板的反應，而且有使鋼板的加工性劣化之情形。因此，將Cu含量的上限設為0.045%。Cu含量的上限係以0.040%為佳，較佳上限為0.030%。
B：0.0005~0.0050%
在將Mn、Nb、O設為必要之本實施形態的琺瑯用鋼板，使其含有B時，氧化物的控制範圍係變成更廣闊的範圍，對於提升耐鱗爆性係有利的。雖然不含有B時，亦能夠得到具有優異的耐鱗爆性之琺瑯用鋼板，但是藉由含有B，能夠更容易地謀求提升耐鱗爆性。得到上述效果時，必須將B含量設為0.0005%以上。又，B係具有使琺瑯的密著性提升之效果之元素。從密著性的觀點而言，B含量的下限係以0.0010%為佳，較佳為0.0015%。
另一方面，B含量過剩時，在製鋼步驟之鑄造性係變差。 因此，將B含量的上限設為0.0050%。又，在比較大量地含有Nb之情況，B含量過剩時，再結晶溫度係顯著地上升致使冷軋．退火後的加工性低落。又，B含量過剩時，必須在非常高溫下進行退火用以得到充分的加工性，致使退火的生產性低落。因此，就此點而言，亦將B含量的上限設為0.0050%。較佳B含量的上限為0.0035%。
本實施形態之琺瑯用鋼板，係將含有上述的元素，剩餘部分為Fe及不純物設為基本，但是亦可按照必要而進一步含有合計為1.0%以下之選自Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之1種以上。
選自Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之1種以上：合計為1.0%以下
因為Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg係從礦石、廢料等的鋼原料不可避免地混入，所以不必積極地添加。但是，因為形成氧化物而與Nb同樣地係具有對防止鱗爆有效的作用之元素，所以亦可含有合計為1.0%以下之1種或2種以上。該等元素的合計含量，係以0.5%以下為佳，較佳為0.1%以下。該等元素的合計含量過剩時，與形成氧化物的元素之反應係變為無法忽視，致使難以控制所需要的氧化物。其結果，造成耐鱗爆性劣化。又，該等元素的合計含量過剩時，係在鋼板中形成不需要的氧化物且加工性劣化。
而且，在本實施形態之琺瑯用鋼板不含有B之情況，上述元素之中，除了加工性及耐鱗爆性以外亦對琺瑯 處理後的疲勞特性及琺瑯密著性造成影響之C、Mn、P、及、Nb的含量必須滿足下述式(1)。
2.20≦8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5≦4.00．．．(1)
在此，C(%)、Mn(%)、P(%)、Nb(%)係各自表示C、Mn、P、Nb之以質量%計的含量。
又，在本實施形態之琺瑯用鋼板含有B之情況，C、Mn、P、及、Nb的含量必須滿足下述式(2)。
2.50≦8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5≦4.00．．．(2)
通常，鋼板的拉伸強度變高時，鋼板的疲勞特性係提升。但是，琺瑯用鋼板之情況，為了使用作為琺瑯製品，在加工成為所需要的形狀之後，係承受經過大於800℃的加熱(煅燒)之熱履歷用以進行琺瑯處理。因為該加工及琺瑯處理係使鋼板的組織產生變化，所以琺瑯處理後的鋼板之拉伸強度係與琺瑯處理前的狀態不同。
本發明者等係著眼於在琺瑯處理前後之組織形態的變化，發現在鋼板中所含有的C、Mn、P及Nb，係對琺瑯處理前後的組織變化產生重大的影響。又，亦發現鋼板中的C、Mn、P及Nb的含量係滿足預定的關係式時，能夠抑制組織形態的變化且能夠各自加上該等元素的效果。
本發明者等，係在含有Mn、Si、Al、N、O、P、S、Nb、Cu，而且按照必要而含有Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之1種或2種 以上之鋼板，使C、Mn、P及Nb的含量變化而製成各種成分組成的鋼板。然後，藉由在該鋼板賦予10%的拉伸應變之後，施行相對於琺瑯處理之830℃×5min的熱處理。隨後，使用該鋼板而實施疲勞試驗，來調查上述式(1)的“8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5”(以下稱為「式(1x)」)與疲勞限度比之關係。
其結果，式(1x)為2.20以上時，疲勞強度係顯示對應經施行加工及琺瑯處理之鋼板的拉伸強度之疲勞強度(亦即，顯示充分的疲勞限度比)，但是小於2.20時，得知相對於鋼板的拉伸強度，疲勞強度係變低(亦即，疲勞限度比變低)。較佳是式(1x)為2.40以上。
又，本發明者等，係在含有Mn、Si、Al、N、O、P、S、Nb、Cu及B，而且按照必要而含有Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之1種或2種以上之鋼板，使C、Mn、P及Nb的含量變化而製成各種成分組成的鋼板。然後，藉由在該鋼板賦予10%的拉伸應變之後，施行相對於琺瑯處理之830℃×5min的熱處理。隨後，使用該鋼板而實施疲勞試驗，來調查上述式(2)的“8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5”(以下稱為「式(2x)」)與疲勞限度比之關係。
其結果，式(2x)為2.50以上時，疲勞強度係顯示對應經施行加工及琺瑯處理之鋼板的拉伸強度之疲勞強度，但是小於2.50時，得知相對於鋼板的拉伸強度，疲勞強度係變低。較佳是式(2x)為2.70以上。
觀察上述疲勞試驗後的鋼板組織時，在任一鋼板均能夠確認結晶粒徑為粗大化。但是，能夠確認不含有B之鋼板之中，在式(1x)為2.20以上的鋼板，以及含有B之鋼板之中，在式(2x)為2.50以上的鋼板，雖然產生結晶粒的粗大化，但是粗大化的程度為較小。
依照鋼板的成分組成而琺瑯處理後的疲勞特性產生變化之理由係未必明確。但是，推測藉由在滿足上述式(1)或式(2)之範圍內含有固定量的C、Mn、P、及、Nb，能夠抑制琺瑯處理時的結晶粒成長，而且能夠防止相對於鋼板的拉伸強度，疲勞強度(疲勞限度比)低落。
另一方面，式(1x)及式(2x)係大於4.00時，在琺瑯處理時之鋼板與玻璃質的密著性劣化。因此，將式(1x)及式(2x)的上限任一者均設為4.00。較佳上限為3.50。
其次，說明含有Fe、Mn、及Nb之複合氧化物、以及含有Fe、Mn、Nb、及B之複合氧化物。
在本實施形態之琺瑯用鋼板中，於鋼板不含B之情況，係存在含有Fe、Mn、Nb之複合氧化物，且特別是存在由Fe、Mn、Nb構成的氧化物成為一體而成之Fe-Mn-Nb系複合氧化物。又，於鋼板含有B之情況，則係存在含有Fe、Mn、Nb、B之複合氧化物，且特別是存在由Fe、Mn、Nb、B構成的氧化物成為一體而成之Fe-Mn-Nb-B系複合氧化物。而在鋼板中，以複合氧化物中直徑為0.2μm以上且10μm以下的複合氧化物存在有2×102個/mm2以上且1×104個/mm2以下為佳。又，因為上述的Fe-Mn-Nb系複合氧化物與上述 的Fe-Mn-Nb-B系複合氧化物具有同樣的效果，所以任一者均有稱為本實施形態之複合氧化物之情況。
直徑小於0.2μm的合氧化物，其有助於提升耐鱗爆性之程度係較小。因此，本實施形態之複合氧化物的直徑係設為0.2μm以上。以0.5μm以上為佳，較佳為1.0μm以上。又，針對本實施形態之複合氧化物直徑的定義、及測定方法係後述。
就提升耐鱗爆性而言，本實施形態之複合氧化物的直徑之上限係不必特別限定。但是，粗大的複合氧化物變多時，因為複合氧化物的數量密度減少且氫透過阻礙效果變小，所以無法得到提升耐鱗爆性之效果。又，因為粗大的複合氧化物係容易成為加工時的裂紋之起點，所以粗大的複合氧化物變多時，加工性低落。即便不致產生裂紋，但是由於在加工時之複合氧化物的加工性及鋼板組織的加工性之差異，致使在複合氧化物與鋼板組織的界面附近產生粗大的空隙，其結果，琺瑯製品的疲勞特性低落且可靠性受到損害。
因此，本實施形態之複合氧化物的直徑係設為10μm以下。較佳為5μm以下。
鋼板中之本實施形態之複合氧化物的數量密度小於2×102個/mm2時，無法確保優異的耐鱗爆性。因此，本實施形態之複合氧化物必須存在2×102個/mm2以上。較佳為5×102個/mm2以上。
一方面，在鋼板中存在本實施形態之複合氧化物 為大於1×104個/mm2時，在加工時，在複合氧化物與鋼板組織的界面會過剩地生成空隙，致使琺瑯製品的疲勞特性低落。因此，在鋼板中之本實施形態之複合氧化物的數量密度係設為1×104個/mm2以下。較佳為5×103個/mm2以下。
鑑定本實施形態之複合氧化物之方法沒有特別限定，例如將(a)同時檢測出Fe、Mn、Nb及O之氧化物，或(b)同時檢測出Fe、Mn、Nb、O及B之氧化物作為本實施形態之複合氧化物即可。為了鑑定氧化物，例如，使用掃描型電子顯微鏡(FE-SEM)、及能量分散型X射線分散型分析裝置(EDAX)即可。
鑑定複合氧化物時，測定方法可以使用通常的方法，但是因為必須決定微小區域的濃度，所以有必要注意電子射線的射束直徑必須充分地減小等。
複合氧化物的直徑及密度係藉由以下的手法來規定。亦即，使用SEM且設為倍率：5000倍、視野數：10以上，在鋼板的任意位置計測視野內的複合氧化物之大小及個數且將複合氧化物的長徑設作氧化物的直徑。密度係算出視野內的氧化物之中，長徑為0.2μm以上的複合氧化物之個數且從個數算出平均單位面積(mm2)的密度(數量密度)。
其次，說明本實施形態之琺瑯用鋼板的組織(金屬組織)。
本實施形態之琺瑯用鋼板的組織係將肥粒鐵作為主體。因此，減小結晶粒徑係除了高強度化以外，使疲勞特性提 升亦是有效。琺瑯用鋼板係被使用作為琺瑯製品時，如後述，藉由沖壓等加工成為所需要的製品形狀之後，塗布琺瑯釉料且被加熱至約大於800℃的溫度。藉由該加熱，能夠謀求琺瑯釉料的玻璃質與鋼板之密著。藉由該熱處理(琺瑯處理)，產生粒成長且結晶粒徑產生變化，其結果，疲勞強度亦產生變化。減小琺瑯處理後的結晶粒徑對於提升琺瑯處理後的鋼板之疲勞強度係有效的。為了減小琺瑯處理後的結晶粒徑，減小熱處理前的粒徑且抑制伴隨著琺瑯處理之粒成長係重要的。
熱處理(琺瑯處理)前之鋼板組織中的肥粒鐵之平均結晶粒徑，在從表面起算於板厚方向之板厚的1/4之位置(1/4t)，必須為12.0μm以下。平均結晶粒徑大於12.0μm時，係難以謀求鋼板的高強度化。為了謀求高強度化，平均結晶粒徑係以較小為佳，但是加工性隨著平均結晶粒徑變小而劣化。因此，必須確定對於所需要的製品形狀之最佳結晶粒徑。
而且，通常疲勞破壞係因龜裂的產生及龜裂的進展而達到斷裂。因為龜裂的產生係容易從鋼板的表面開始產生，所以為了提升疲勞特性，鋼板表層的結晶粒徑係以較小為佳。琺瑯用鋼板的結晶粒徑，係受到鋼中元素、特別是P的濃度之影響，P濃度變高時，結晶粒徑有變小之傾向。鋼板中的P濃度分布係在熱軋、酸洗步驟產生變化。
在本實施形態之琺瑯用鋼板，相較於測定平均結晶粒徑之1/4t的位置，在從表層起算於板厚方向20μm的位置(表 層部)之P濃度為較高。其結果，相較於1/4t，在表層部之結晶粒徑為較小。在本實施形態之琺瑯用鋼板，鋼中的P含量(平均濃度)為約0.04%以上時，鋼板表層的結晶粒徑係進一步變小且有助於提升疲勞特性。元素的濃度分布係能藉由輝光放電發光分析等來測定。肥粒鐵的平均結晶粒徑係依據在JIS G0552所記載的切斷法等來測定即可。
而且，為了抑制伴隨著琺瑯處理之粒成長，在上述各成分之中，C、Mn、P、Nb的各含量係在鋼板不含有B之情況為滿足下述式(1)、且在鋼板含有B之情況為滿足下述式(2)係重要的。
2.20≦8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5≦4.00．．．(1)
2.50≦8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5≦4.00．．．(2)
式(1)的值小於2.20、或式(2)的值小於2.50時，在對琺瑯用鋼板施行加工及琺瑯處理後之琺瑯製品，係產生疲勞特性低落。
本發明者等係於實驗室，在鋼中成分含有C、Mn、Si、Al、N、O、P、S、Nb、Cu，且進一步按照必要而部分含有Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之鋼板；及，含有C、Mn、Si、Al、N、O、P、S、Nb、Cu、B，且進一步按照必要而部分含有Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg而成之鋼板，製造已變更C、Mn、P、Nb的含量之 具有各種成分組成之鋼板。又，使用該等鋼板且賦予10%的拉伸應變之後，對經施行830℃×5min的熱處理之鋼板實施疲勞試驗且調查上述式(1)、式(2)的8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5與疲勞限度比之關係。
將其結果顯示在圖2。圖中的橫軸係式(1)、式(2)的8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5之值、縱軸係疲勞限度比、亦即將在107循環下的應力也就是疲勞強度(σw)，除以在拉伸試驗所測定的拉伸強度(TS)而得到的值(σw/TS)。
式(1)的8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5之值為2.20以上時，認為疲勞限度比係對於式(1)的8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5之值為固定的關係且其值變大時，疲勞限度比亦提升。相對於此，8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5之值為小於2.20時，清楚明白係從上述的關係偏離，疲勞限度比低落程度變大。觀察疲勞試驗後的鋼板組織時，在8×C(%)+1.3×M×(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5之值為小於2.20之鋼板，係能夠確認結晶粒徑為粗大化。8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5之值為2.20以上者，雖然鋼板結晶粒產生粗大化，但是粗大化的程度較小。
又，式(2)的8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5之值為2.20以上時，認為疲勞限度比係對於式(1)的8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5之值為固 定的關係且其值變大時，疲勞限度比亦提升。又，觀察疲勞試驗後的鋼板組織時，在8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5之值為小於2.50之鋼板，係能夠確認結晶粒徑為粗大化。8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5之值為2.50以上者，雖然鋼板結晶粒產生粗大化，但是粗大化的程度較小。
另一方面，式(1)、式(2)的8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5之值為大於4.00時，在琺瑯處理之鋼板與玻璃質的密著性劣化。因此，將8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5的上限設為4.00。
其次，說明在本實施形態之琺瑯用鋼板中所存在的空隙。空隙係起因於鋼板與複合氧化物具有變形抵抗差且複合氧化物係比鋼板更不容易變形，而在加工時形成在鋼板與複合氧化物之界面。因為該空隙係在熱軋和冷軋時形成，所以在鋼板因輥軋而被延伸的方向(輥軋方向剖面)，係呈現模擬三角形的形狀(大略三角形形狀)。將空隙的一個例子顯示在圖3。因為此種空隙係成為鋼中氫的陷阱位置(trap site)，為了抑制鱗爆缺陷，以存在為佳。但是空隙的大小變大時，在進行沖壓成形等的加工用以作為製品時，有應變集中而成為產生裂紋的起點之情形。
又，因為在加工後進行琺瑯處理時，應變集中部分係容易粒成長，所以存在大的空隙時，琺瑯處理後引起結晶粒之粗大化且使疲勞特性低落。而且在使用作為琺瑯製品時，由於應變係集中在空隙而有造成疲勞特性低落之情 形。
為了抑制空隙引起疲勞特性低落，緩和應變集中在空隙係重要的。本發明者等發現在本實施形態之琺瑯用鋼板，藉由將空隙的大小設為以圓等效直徑計為0.6μm以下，能夠緩和應變集中在空隙，即便進行加工及琺瑯處理亦能夠抑制疲勞特性的低落。但是，空隙的大小太小時，無法發揮作為鋼中氫的陷阱位置之功能。因此，將空隙的大小之下限設為以圓等效直徑計為0.1μm。
而且，本發明者等發現即便空隙的大小係以圓等效直徑計為0.6μm以下，疲勞特性亦有低落之情形。亦即，本發明者等發現疲勞特性不僅是受到空隙的大小而且亦受到形狀的影響。如上述，因熱軋和冷軋而在鋼板與複合氧化物之界面所形成的空隙係呈現模擬三角形的形狀。空隙的形狀係依照熱軋輥軋和冷軋的條件而產生變化，且三角形的頂端之角度成為銳角時，在應力負荷時應變容易集中且造成琺瑯處理後之結晶粒的粗大化。又，即便被使用作為製品時應變亦集中，致使疲勞特性低落。
空隙的三角形形狀之頂端角度越是成為銳角，疲勞特性低落越大，但是將三角形形狀的長邊設作底邊時，以將底邊的長度除以高度所得到的值為大於15時特別顯著。因此，在本實施形態之琺瑯用鋼板，係在將空隙的形狀視為近似三角形且將長邊設作底邊時，將底邊的長度除以三角形的高度所得到的值設為15以下。又，在空隙的形狀視為三角形且將長邊設作底邊時，將底邊的長度除以高度所得 到的值為小於1.0時，空隙的三角形之頂角變小且應變集中。因此，將底邊的長度除以高度所得到的值之下限設為1.0。
視為空隙的圓等效直徑及三角形時之形狀係使用以下的手法規定。亦即，使用SEM且設為倍率：5000倍、視野數：10以上，來測定視野內形成空隙的三角形形狀之長邊及高度。又，從三角形形狀的面積換算圓等效直徑。
說明本實施形態之琺瑯用鋼板的製造方法、及本實施形態之琺瑯製品的製造方法。
本實施形態之琺瑯用鋼板，係將具有上述的化學成分之熔鋼，基於常用的方法而進行精煉、鑄造、熱軋、酸洗、冷軋、連續退火、調質輥軋等而製造。
在進行熱軋時，鋼片的加熱溫度係以1150~1250℃為佳，輥軋率(累積軋縮率)係以30~90%為佳，精加工溫度係以900℃以上為佳。
在精煉、鑄造步驟所生成之含有Fe、Mn及Nb的複合氧化物、或含有Fe、Mn、Nb及B之複合氧化物，係在熱軋被延伸。在該熱軋，為了藉由輥軋將該複合氧化物延伸.破碎使其變化成為對目標特性來說為較佳形態且使其均勻地分散在鋼板中，在某種程度的輥軋率下進行輥軋係有效的。亦即，藉由將熱軋率設為30%以上，能夠使鋼中的複合氧化物充分延伸，而且冷軋、連續退火後能夠使所得的複合氧化物的大小及數量密度容易地成為所需要的範圍。但是，熱軋輥軋率大於90%時，鋼中的複合氧化物係變為太細小，有無法得到良好的耐鱗爆性之情形。
又，在熱軋後的酸洗，係能夠將在表面所生成的鏽垢除去。在酸洗步驟，採用鏽垢殘留等不會阻礙下一個步驟之藉由冷軋製造的條件來進行酸洗係重要的。例如，採用鹽酸之酸洗，將濃度8%左右、液溫90℃左右且浸漬時間60秒左右設作基本而進行酸洗即可。採用硫酸之酸洗係不佳。採用硫酸之酸洗時，因為施行過度的酸洗，致使元素濃化的表層係被必要以上地除去掉之緣故。
酸洗後，藉由冷軋而將鋼板進一步延伸，因為最大亦是在150℃左右加工，所以硬質的上述複合氧化物在冷軋係難以被延伸。
為了決定製品的特性，在冷軋之冷軋率(累積軋縮率)係重要的，以65~85%為佳。具有作為氫陷阱位置的功能之硬質的複合氧化物，係在該冷軋步驟被破碎。因此，依照冷軋率而在最後製品中所存在的複合氧化物之大小及數量密度係產生變化。同樣地，具有作為氫陷阱位置的功能之空隙，亦是在冷軋步驟藉由硬質的複合氧化物被破碎而形成。為了藉由將硬質的複合氧化物破碎，使得複合氧化物的大小及數量密度最佳化，又，為了形成空隙，進而為了在退火後確保良好的成形性，以採用65%以上的冷軋率為佳。雖然空隙對於耐鱗爆性其作用係有效的，但是對於加工性其作用係不利的。因此，存在必要以上的空隙時，係使加工性低落且成為損害加工、琺瑯處理後的製品之疲勞特性之原因。因此，冷軋率的上限係以設為85%為佳。冷軋率大於85%時，因為複合氧化物係必要以上地被破碎 且其尺寸太小，對耐鱗爆性有效的複合氧化物之數量密度變少。又，能夠觀察所形成的空隙被壓壞而消失後的組織。將藉由冷軋而形成的空隙之形狀、亦即空隙視為三角形時，將三角形的長邊設作底邊時，因為將底邊的長度除以高度所得到的值為變大，所以提升耐鱗爆性的效果變小。
而且，因為空隙不是組織性地結合而消失之情形，所以因加工而導入應變時，空隙係成為裂紋的起點致使加工性劣化。
通常在冷軋，相較於鋼板的內部，係在鋼板的表層部導入較大的應變。但是，藉由冷軋油等的選擇，使軋輥與鋼板的摩擦係數減小，能夠減小在表層部與內部被導入的應變之差異且能夠抑制在表層部被過度地導入應變。其結果，能夠良好地控制空隙形狀。
在本實施形態之琺瑯用鋼板得到較佳空隙形狀之情況，係以將軋輥與鋼板的摩擦係數設為0.015~0.060為佳，以設為0.015~0.040為更佳。但是，摩擦係數與空隙形狀之關係有因輥軋機的設定而產生偏差。針對摩擦係數，係能夠使用在輥軋之通常的手法，亦即使用藉由二維鋼胚法之輥軋理論且以前滑率(forward slip)及輥軋荷重的計算值係與實測值成為一致之方式重複計算而算出。
又，先前在輥軋時，係未進行控制軋輥與鋼板的摩擦係數之輥軋。
冷軋後，係對冷軋鋼板進行退火。從生產性的觀點而言，該退火係以採用連續退火生產線之連續退火為佳。 退火溫度係以700~850℃為佳，但是為了使機械的性質具有特徵之目的，可以小於700℃，亦可以大於850℃。
連續退火之後，亦可以將形狀控制作為主目的而施行調質輥軋。在該調質輥軋能夠得到具有所需要的特性之琺瑯用鋼板。
本實施形態之琺瑯製品，係對於本實施形態之琺瑯用鋼板，進行沖壓、軋輥成形等的加工、及琺瑯處理，用以得到所需要的形狀。針對沖壓、軋輥成形等的加工、琺瑯處理，係按照常用的方法進行即可。例如，針對琺瑯處理，係將塗布有釉料(glaze)之鋼板例如加熱至800~850℃且保持1~10分鐘來使釉料的玻璃質與鋼板密著即可。
實施例
其次，說明本發明的實施例，在實施例的條件係用以確認本發明的實施可能性及效果而採用的一條件例，本發明係不被該一條件例限定。本發明係只要不脫離本發明的要旨而能夠達成本發明之目的，能夠採用各種條件。
使用轉爐進行熔製在表1所顯示的成分組成之鋼，且依照常用的方法採用連續鑄造製成鋼胚(鋼片)。使用加熱爐將該等鋼胚加熱至1150~1250℃而供給至熱軋，在900℃以上的精加工溫度下結束熱軋且將熱軋後的熱軋鋼板在700~750℃捲取。
然後，將熱軋鋼板進行酸洗後，採用表2所顯示的冷軋率進行冷軋而成為冷軋鋼板，而且，在780℃施行連續退火。隨後，施行1.2%的調質輥軋而製成板厚為0.8mm 的琺瑯用鋼板。又，為了使調質輥軋後的板厚固定，係針對冷軋的輥軋率而使熱軋鋼板板厚變化。
又，輥軋軋輥與鋼板的摩擦係數為0.025。
使用上述琺瑯用鋼板來實施各種評價。機械特性係依據JIS Z2241之拉伸試驗且使用JIS5號試片而實施，而且測定拉伸強度(TS)及斷裂延伸度。鋼板的平均結晶粒徑係依據JIS G0552且實施測定板厚1/4位置附近。
鋼板中的氧化物係使用SEM觀察與冷軋方向平行的剖面且採用上述的方法測定氧化物的直徑及數量密度。
加工性的評價，係採用依據JIS Z2248之V槽塊法(V-block method)，實施90°彎曲試驗而進行。使彎曲內半徑變化而進行90°彎曲之後，藉由目視觀察彎曲部的外側且基於有無裂紋來進行評價。將裂紋的產生狀況採用以下的3階段來判定，A：在內半徑0.5mm以下無裂紋，B：在內半徑大於0.5mm且2.5mm以下無裂紋，C：在內半徑大於2.5mm產生裂紋，A及B係設作合格。
疲勞特性的評價係賦予10%的拉伸應變之後，對經施行相當於琺瑯處理之加熱溫度830℃、保持時間5min的熱處理之鋼板，實施交變應力(alternate stress)的疲勞試驗而進行。疲勞特性係將在107循環下的應力設為疲勞強度(σw)，且將該疲勞強度除以拉伸強度(TS)而得到之值(σw/TS)設為疲勞限度比，其中該拉伸強度(TS)係對熱處理後的鋼板進行拉伸試驗而得到。疲勞特性係將疲勞限度比 之值為大於0.42者設作合格。
琺瑯特性係使用粉體靜電塗裝法且以乾式將釉料塗布100μm，而且在大氣中對鋼板進行830℃×5min的煅燒且實施耐鱗爆性及密著性的評價而判斷。耐鱗爆性，係對於將琺瑯處理後的鋼板放入160℃的恆溫槽中10小時之已進行鱗爆促進試驗後之鋼板，藉由目視且採用以下的4階段來判定鱗爆產生狀況，A：優異、B：稍微優異、C：通常，D：有問題，將A~C設作合格。
又，琺瑯密著性係使2kg的球頭重錘從1m高度落下，使用169根的觸診針來計測變形部的琺瑯剝離狀態且基於未剝離部分的面積率來進行評價。未剝離部分的面積率係採用以下的4階段來評價，A：95%以上，B：大於85%且小於95%，C：大於70%~小於85%，D：70%以下，將A~C設作合格。
將評價結果顯示在表2。
又，在製造No.1~33的發明例，在鋼中之Fe-Mn-Nb系複合氧化物或Fe-Mn-Nb-B系複合氧化物，係無法觀察到直徑大於10μm的複合氧化物。
又，平均單位面積之Fe-Mn-Nb系複合氧化物或Fe-Mn-Nb-B系複合氧化物之中，直徑為0.2μm以上且10μm以下的複合氧化物之個數係本發明的範圍(2×102個/mm2以上且1×104個/×m2以下)內者，能夠確認在維持耐鱗爆性之同時，可滿足加工性。
而且，式(1)的“8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+ 5.1×(Nb(%))0.5”(式(1x))係本發明的範圍內者，能夠確認具有優異的疲勞特性及密著性。成分量和式(1x)係不滿足本發明的範圍時，係無法同時滿足加工性、琺瑯特性、疲勞特性。
從在表1、表2所顯示的結果，得知發明例之製造No.1~33，係相對於先前的琺瑯用鋼板，在維持加工性、耐鱗爆性之同時，具有更優異的疲勞特性之高強度琺瑯用鋼板。另一方面，比較例之製造No.34~48，係加工性、疲勞特性、耐鱗爆性、密著性的任一者，均無法得到充分的特性。
產業上之可利用性
依照本發明，能夠得到一種具有優異的加工性及耐鱗爆性之高強度琺瑯用鋼板及使用該琺瑯用鋼板而製成之琺瑯製品。而且，本發明的高強度琺瑯用鋼板，係除了廚房用品、建材用以外，應用於能源領域時，能夠提升對經年使用的疲勞等之可靠性和使製品的輕量化。因此，本發明係在琺瑯用鋼板製造及利用產業之利用可能性高者。

Claims (5)

  1. 一種琺瑯用冷軋鋼板，其特徵在於其以質量%計，含有：C：0.0005~0.0050%、Mn：0.05~1.50%、Si：0.001~0.015%、Al：0.001~0.01%、N：0.0010~0.0045%、O：0.0150~0.0550%、P：0.04~0.10%、S：0.0050~0.050%、Nb：0.020~0.080%、及Cu：0.015~0.045%，且剩餘部分為Fe及不純物，並且當將C含量以C(%)表示、將Mn含量以Mn(%)表示、將P含量以P(%)表示、及將Nb含量以Nb(%)表示時，係滿足下述式(1)；組織含有肥粒鐵，且從表面起算於板厚方向之板厚1/4的位置之前述肥粒鐵的平均結晶粒徑為12.0μm以下；且含有2×102個/mm2以上且1×104個/mm2以下之含Fe、Mn、Nb且直徑為0.2μm以上且10μm以下的Fe-Mn-Nb系複合氧化物； 以疲勞強度除以拉伸強度後所得的值表示之疲勞限度比係大於0.42，其中該疲勞強度係經被賦予10%的拉伸應變且施行加熱溫度為830℃、保持時間為5分鐘的熱處理後在107循環下的應力；又在前述組織與前述Fe-Mn-Nb系複合氧化物之間形成有空隙，且前述空隙的圓等效直徑為0.1~0.6μm；當將前述空隙視為近似三角形並將前述三角形的長邊設作底邊時，前述底邊的長度除以高度所得的值為1.0~15；2.20≦8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5≦4.00．．．(1)。
  2. 一種琺瑯用冷軋鋼板，其特徵在於其以質量%計，含有：C：0.0005~0.0050%、Mn：0.05~1.50%、Si：0.001~0.015%、Al：0.001~0.01%、N：0.0010~0.0045%、O：0.0150~0.0550%、P：0.04~0.10%、S：0.0050~0.050%、Nb：0.020~0.080%、Cu：0.015~0.045%、及B：0.0005~0.0050%，且 剩餘部分為Fe及不純物，並且當將C含量以C(%)表示、將Mn含量以Mn(%)表示、將P含量以P(%)表示、及將Nb含量以Nb(%)表示時，係滿足下述式(2)；組織含有肥粒鐵，且從表面起算於板厚方向之板厚1/4的位置之前述肥粒鐵的平均結晶粒徑為12.0μm以下；且含有2×102個/mm2以上且1×104個/mm2以下之含Fe、Mn、Nb、B且直徑為0.2μm以上且10μm以下的Fe-Mn-Nb-B系複合氧化物；以疲勞強度除以拉伸強度所得的值表示之疲勞限度比係大於0.42，其中該疲勞強度係經被賦予10%的拉伸應變且施行加熱溫度為830℃、保持時間為5分鐘的熱處理後在107循環下的應力；又在前述組織與前述Fe-Mn-Nb-B系複合氧化物之間形成有空隙，且前述空隙的圓等效直徑為0.1~0.6μm；當將前述空隙視為近似三角形並將前述三角形的長邊設作底邊時，前述底邊的長度除以高度所得的值為1.0~15；2.50≦8×C(%)+1.3×Mn(%)+18×P(%)+5.1×(Nb(%))0.5≦4.00．．．(2)。
  3. 如請求項1或2之琺瑯用冷軋鋼板，其進一步以質量%計，含有合計為0.1%以下之選自Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之1種以 上。
  4. 一種琺瑯製品，其特徵在於係使用如請求項1或2之琺瑯用冷軋鋼板而製造。
  5. 一種琺瑯製品，其特徵在於係使用如請求項3之琺瑯用冷軋鋼板而製造。
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