TW201947043A - 鋼板及琺瑯製品 - Google Patents

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Abstract

本鋼板具有預定化學組成，且滿足Ti>(N-0.0003)×3.43及C>0.25×Ti+0.129×Nb+0.235×V+0.132×Zr+0.125×Mo+0.0652×W+0.0040；該鋼板之金屬組織含有：肥粒鐵；位於肥粒鐵晶粒內之雪明碳鐵；以及，位於肥粒鐵晶界之雪明碳鐵及波來鐵之1種或2種；於肥粒鐵晶粒內，粒徑0.3~1.5μm之雪明碳鐵係以個數密度為1.00×10-1個/μm2以下之範圍存在；而於肥粒鐵晶界，存在有雪明碳鐵及波來鐵之1種或2種，且其等之長徑之平均值為0.5~15μm、個數密度為5.00×10-4~1.00×10-1個/μm2；並且BN中含有之N含量即[N as BN]與鋼中含有之B含量之關係滿足[N as BN]/(1.27×B)>0.95。

Description

鋼板及琺瑯製品
發明領域
本發明有關一種鋼板及琺瑯製品。
本案係依據已於2018年5月17日於日本提申之日本特願2018-095190號主張優先權，並於此援引其內容。
發明背景
琺瑯製品係在鋼板表面燒附有玻璃質之物。琺瑯製品具有耐熱性、耐候性、耐化學性及耐水性之機能，故以往係被廣泛利用來作為鍋具類、流理台等廚房用品及建材等的材料。如上述之琺瑯製品一般係透過將鋼板加工成預定形狀後，藉由熔接等來組裝成製品形狀，然後施以琺瑯處理(燒成處理)而製出。
對於用來作為琺瑯製品的胚料之鋼板(琺瑯用鋼板)，作為其特性，係要求有抗燒成應變性、琺瑯處理後之抗鱗狀破面性、琺瑯密著性及琺瑯處理後之抗氣泡及黑點缺陷性等。除此之外，在琺瑯製品之製造中，通常會為了得到製品形狀而進行壓製加工，故對琺瑯用鋼板會要求良好的成形性。
另，由於透過施行琺瑯處理可提升在含硫酸等的嚴苛腐蝕環境下之耐蝕性，故琺瑯製品在發電設備等的能源領域中，應用範圍亦逐漸擴大。在上述領域中，有著對於對歷年使用之疲勞等之可靠性的需求，並且以零件之輕量化為目的，也會要求所使用之鋼板的高強度化。對於上述之對疲勞等之可靠性，已知強度變化會帶來影響，該強度變化係因在將鋼板加工成製品形狀後再進行琺瑯處理為止的製造步驟中，鋼板組織形態的變化、亦即在鋼板內之組織形態的差異所造成。
截至目前，關於琺瑯處理所伴隨的鋼板組織形態的變化，已有一種防止因結晶粒徑之粗大化所致之抗鱗狀破面性劣化的手法記載於例如專利文獻1中。專利文獻1中記載：以周知的高氧鋼為基底，將夾雜物的組成、大小、形狀、比率及個數最佳化，同時微量添加Ni、Cr、V及Mo，並且視需要添加Nb、B及Ti，並將鋼板的製造條件最佳化，藉此就算進行了重複的琺瑯處理時，仍能將抗鱗狀破面性降低的情形減緩。
另，專利文獻2中記載：對於因高氧鋼之琺瑯處理中之晶粒成長所伴隨之強度降低，導致發生燒成中的撓變而尺寸精度劣化之課題，使琺瑯用鋼板之組織形態、亦即使肥粒鐵粒徑均一化來縮小粒度分布之作法係有效的。專利文獻2中，為了鋼板之製造步驟中之熱軋鋼板組織的微細化、及退火中之晶粒成長的均一化，添加了Ni及Cr。
此外，專利文獻3中，為了抑制高氧鋼之琺瑯處理中之軟化，而規定了氧化物之析出狀態。專利文獻3中，係使微細氧化物殘留下來，透過釘扎效果抑制琺瑯燒成步驟中之晶粒成長，並抑制軟化。
就進行了伴有組織變化之琺瑯處理的琺瑯製品，專利文獻1與2可確保一定的特性。然而，若為專利文獻1與2，則必須添加Ni，以解決與琺瑯處理中之晶粒成長相關的課題。亦即，為了解決課題，必須添加高價的合金元素。另外，關於專利文獻2，係透過添加Cr使氧化物粗大化，以使其難以妨礙肥粒鐵晶粒成長，藉此提升肥粒鐵粒徑之均一性，抑制異常晶粒成長而抑制成為混粒。然而，若為未利用析出物或夾雜物之釘扎所行之抑制晶粒成長之此方法，當琺瑯處理中，構件中的溫度有所變動時，便會產生粒徑之不均一，也可能無法獲得所求效果。在此情況下，無法穩定獲得琺瑯處理後之強度。
另，有關專利文獻3，除含有高濃度的氧外，還控制製鋼步驟中之製造條件，藉此生成微細氧化物，利用該氧化物之釘扎力來抑制琺瑯燒成時的晶粒成長。吾等認為以上所述本身即為優異技術。根本而言，專利文獻3中將含氧量提高的理由係為了保證屬琺瑯用鋼板之重要特性之抗鱗狀破面性。
在提升抗鱗狀破面性的目的下使含氧量增加，以形成氫的陷阱位置之方法，另於專利文獻4、專利文獻5中亦有記載。然而，使含氧量增加的方法有時會發生脫屑等起因於氧化物的瑕疵，且有製鋼成本變高的問題。
於是，期望開發一種除活用氧化物以外之可抑制晶粒成長而能確保抗鱗狀破面性之技術。
作為除活用氧化物以外之確保抗鱗狀破面性之技術，專利文獻4與專利文獻5中揭示了活用BN作為陷阱位置之方法，專利文獻6中則揭示了活用TiS作為氫的陷阱位置之方法。然而，使用TiS和BN的方法中會大量添加S、B及N等元素，故會生成大量析出物。在此情況下，除可認為延性會降低外，添加元素亦會招致製鋼成本增加。此外，活用BN時，使用高氧的成分的情況亦多，而留有使用高氧鋼時的問題。
作為不使用高氧鋼亦不活用BN和TiS之可保證抗鱗狀破面性之技術，專利文獻7中記載了一種使用低碳鋁脫氧鋼，並藉由粗大MnS與施行脫碳退火而產生的點作為陷阱位置加以活用之技術。專利文獻7之技術中係採用低碳鋁脫氧鋼，故製鋼成本低，但因施行脫碳退火，而有變成高成本的問題。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開2001-316760號公報
專利文獻2：日本特開2000-063985號公報
專利文獻3：日本專利第6115691號公報
專利文獻4：日本特開平8-27522號公報
專利文獻5：日本特開平7-242997號公報
專利文獻6：日本特開平2-104640號公報
專利文獻7：日本特開平6-192727號公報
發明概要
發明欲解決之課題
本發明之課題在於發展前述鋼板之技術，以提供一種鋼板與琺瑯製品，該鋼板具優異成形性、琺瑯處理後之抗鱗狀破面性、琺瑯處理後之強度特性及琺瑯處理後之外觀(已抑制氣泡、黑點的生成)。
用以解決課題之手段
本發明係為解決上述課題而作成者，該發明之主旨如下。
[1]本發明一態樣之鋼板為以下鋼板：化學組成以質量%計含有C：0.0050~0.0700%、Si：0.0010~0.0500%、Mn：0.0500~1.0000%、P：0.0050~0.1000%、S：0.0010~0.0500%、Al：0.007~0.100%、O：0.0005~0.0100%、B：0.0003~0.0100%、N：0.0010~0.0100%、Ti：0~0.0100%、Nb、Zr、V、Mo及W中之1種或2種以上：合計0.0020~0.0300%、Cu：0~0.045%、Cr、Ni之1種或2種：合計0~1.000%、As、Se、Ta、Sn、Sb、Ca、Mg、Y及REM中之1種或2種以上：合計0~0.1000%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成，並且滿足式(1)及式(2)；前述鋼板之金屬組織含有：肥粒鐵；位於前述肥粒鐵晶粒內之雪明碳鐵；以及，位於前述肥粒鐵晶界之雪明碳鐵及波來鐵之1種或2種；於前述肥粒鐵之前述晶粒內，粒徑0.3~1.5μm之雪明碳鐵係以個數密度為1.00×10-1 個/μm2 以下之範圍存在；於前述肥粒鐵之前述晶界存在有雪明碳鐵及波來鐵之1種或2種，且其等之長徑之平均值為0.5~15μm、個數密度為5.00×10-4 ~1.00×10-1 個/μm2 ；並且BN中含有之N含量即[N as BN]與鋼中含有之B含量之關係滿足式(3)。
Ti>(N-0.0003)×3.43 ・・・ 式(1)
C>0.25×Ti+0.129×Nb+0.235×V+0.132×Zr+0.125×Mo+0.0652×W+0.0040 ・・・ 式(2)
[N as BN]/(1.27×B)>0.95 ・・・式(3)
惟，式(1)~(3)中之元素符號表示該元素以質量%計之含量，式(3)中之[N as BN]則表示BN中含有之以質量%計之N含量。
[2]如上述[1]之鋼板中，以質量%計亦可含有Cu：0.010~0.045%。
[3]如上述[1]或[2]之鋼板中，以質量%計亦可含有合計0.005~1.000%之Cr、Ni之1種或2種。
[4]如上述[1]~[3]中任一項之鋼板中，亦可含有以下中之1種或2種以上元素且以質量%計含有合計0.0005~0.1000%：As、Se、Ta、Sn、Sb、Ca、Mg、Y及REM。
[5]如上述[1]~[4]中任一項之鋼板中，前述鋼板亦可為冷軋鋼板。
[6]如上述[1]~[5]中任一項之鋼板中，前述鋼板亦可為琺瑯用鋼板。
[7]本發明另一態樣之琺瑯製品具備如上述[1]~[4]中任一項之鋼板。
發明效果
本發明上述態樣之鋼板具優異成形性、琺瑯處理後之抗鱗狀破面性及琺瑯處理後之強度。並且還具優異琺瑯密著性及琺瑯處理後之外觀。因此，其適合作為琺瑯製品之基材之鋼板(琺瑯用鋼板)，該琺瑯製品係應用於廚房用品、建材及能源領域等。
用以實施發明之形態
本實施形態之鋼板係為了克服以往鋼板之課題經反覆進行各種研討而得者，並且係根據針對鋼板之成形性、琺瑯處理後之抗鱗狀破面性及琺瑯處理後之強度特性，研討了化學組成與製造條件之影響而得之結果所得出之知識見解。
亦即，係根據以下1)~4)之知識見解。
1)針對琺瑯處理後之強度，透過含有一定量以上的C來活用固溶C及鐵碳化物，藉此可抑制琺瑯處理時之晶粒成長，並抑制強度降低。尤其，對於施加有輕加工時之應變誘發晶粒成長，固溶C及鐵碳化物的影響大，故藉由活用固溶C及鐵碳化物，可抑制琺瑯處理後之強度降低。其機制雖尚不明確，但吾等認為係如下述。在琺瑯處理時，因碳化物之熔解而存在固溶C。當有固溶C存在時，可能會產生抑制晶界移動之效果、及於琺瑯處理時變態成沃斯田鐵，將肥粒鐵晶界釘扎而抑制晶粒成長之效果。另外，當亦殘留有鐵碳化物時，會有透過釘扎效果而抑制晶粒成長之效果。另外，藉由含有Nb、V、Zr、Mo及W之碳化物形成元素，可透過生成之碳化物的釘扎效果來抑制晶粒成長，並抑制強度降低。而，琺瑯處理後之強度降低情形小時，亦可抑制疲勞強度降低。
2)又，藉由含有C，會生成雪明碳鐵及波來鐵。其等係作為氫的陷阱位置發揮作用，故即使將高氧鋼中的鐵系氧化物、TiS及BN之析出量限制在某個程度，仍可確保充分抗鱗狀破面性。具體而言，藉由控制雪明碳鐵之尺寸及個數，可獲得充分的抗鱗狀破面性。
3)上述析出物之中，BN作為氫的陷阱位置之機能高，因此若限制Ti含量，減低以TiN之形態析出之N量，以使BN殘留下來，抗鱗狀破面性便會提升。
4)針對成形性，藉由適量含有屬會對鐵碳化物之形成造成影響的元素之C、屬固溶強化元素之Si、Mn及P、屬有助於析出強化的元素之Nb、Zr、V、Mo及W、以及會影響夾雜物之生成之O，便能透過抑制強度過度上升來確保延性。
以下，詳細說明本實施形態之鋼板。本實施形態之鋼板可適合用來作為琺瑯製品之基材。
>化學成分>
本實施形態之鋼板，以質量%計含有C：0.0050~0.0700%、Si：0.0010~0.0500%、Mn：0.0500~1.0000%、P：0.0050~0.1000%、S：0.0010~0.0500%、Al：0.007~0.100%、O：0.0005~0.0100%、B：0.0003~0.0100%、N：0.0010~0.0100%、Ti：0~0.0100%、Nb、Zr、V、Mo及W中之1種或2種以上：合計0.002~0.0300%、Cu：0~0.045%、Cr、Ni之1種或2種：合計0~1.000%、及As、Se、Ta、Sn、Sb、Ca、Mg、Y及REM中之1種或2種以上：合計0~0.1000%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成，並且滿足下述式(1)及式(2)。
並且，本實施形態之鋼板中，BN中含有之N含量即[N as BN]與鋼中含有之B含量之關係滿足式(3)。
Ti>(N-0.0003)×3.43 ・・・ 式(1)
C>0.25×Ti+0.129×Nb+0.235×V+0.132×Zr+0.125×Mo+0.0652×W+0.0040 ・・・ 式(2)
[N as BN]/(1.27×B)>0.95 ・・・式(3)
惟，式(1)~式(3)中之元素符號表示該元素之含量(質量%)，式(3)中之[N as BN]則表示BN中含有之N量(質量%)。
另，本實施形態之鋼板以質量%計，亦可含有Cu：0.010~0.045%。
另，本實施形態之鋼板以質量%計，亦可含有合計0.005~1.000%之Cr、Ni之1種或2種。
另，本實施形態之鋼板亦可更含有以下中之1種或2種以上元素，且以質量%計含有合計0.0005~0.1000%以下：As、Se、Ta、Sn、Sb、Ca、Mg、Y及REM。
以下，闡明限定鋼板之化學成分的理由。在此，符號「%」意指質量%。
C：0.0050～0.0700%
C含量越少，雪明碳鐵與波來鐵形成量就越變少，故抗鱗狀破面性降低，並且抑制琺瑯處理時之晶粒成長的效果也會消失，而發生強度降低。另外，若C含量大於0.0700%，就變得容易產生氣泡缺陷之針孔。並且會大量生成雪明碳鐵或波來鐵，因而導致延性降低。因此，係將C含量設為0.0050~0.0700%。較佳為0.0100~0.0300%之範圍。
Si：0.0010～0.0500%
Si為固溶強化元素，亦為具有抑制琺瑯處理所致之強度降低的效果的元素。但，若Si含量過多，除會導致延性降低外，製造成本也會增加。因此，係將Si含量設為0.0010~0.0500%。較佳為0.0040~0.0300%之範圍。
Mn：0.0500～1.0000%
Mn係會影響生成可用來作為BN之析出位置之MnS的重要成分，該BN可對琺瑯用鋼板之抗鱗狀破面性發揮效果。並且MnS本身亦具有提升抗鱗狀破面性的效果。此外，Mn還係可防止熱軋延時因S所致之熱脆性的元素。為了獲得上述效果，係將Mn含量設為0.0500%以上。然而，若Mn含量變得過多，延性便會劣化。因此，係將Mn含量上限設為1.0000%以下。較佳為0.0800~0.5000%之範圍。
P：0.0050～0.1000%
P係對鋼板之高強度化有效之元素。並且，P亦為具有抑制琺瑯處理所致之強度降低的效果的元素。為了獲得上述效果，係將P含量設為0.0050%以上。另一方面，若P含量變得過多，在琺瑯處理時P會在鋼板的晶界中高濃度地偏析，有時會成為造成氣泡及黑點等的主要原因。並且，有時亦會導致延性降低。因此，係將P含量設為0.1000%以下。較佳係在0.0500%以下。
S：0.0010～0.0500%
S係可形成MnS的元素。該硫化物可作為BN之析出位置發揮作用，有助於提升抗鱗狀破面性。並且MnS本身亦具有提升抗鱗狀破面性的效果。為了獲得上述效果，係將S含量設為0.0010%以上。且較理想係在0.0030%以上。然而，若S含量變得過多，有時會產生因MnS所致之瑕疵。因此，係將S含量設為0.0500%以下。較佳係設為0.0300%以下。
Al：0.007~0.100%
Al係可作為脫氧元素發揮作用之元素。當Al含量少時，脫氧效果就低，而會導致夾雜物量增加。因此，係將Al含量設為0.007%以上。另一方面，若Al含量過多，延性便會降低。因此，係將Al含量設為0.100%以下。較佳為0.010~0.060%之範圍。
O：0.0005～0.0100%
若O含量變多，便會大量生成鐵氧化物而成為延性降低的原因，並且會成為脫屑的原因。就此觀點而言，O含量宜盡可能減低。然而，若過度使O含量降低，製造成本便會增加。因此，O含量設為0.0005~0.0100%。較佳為0.0010~0.0070%之範圍。
B：0.0003~0.0100%
B係為了生成BN而含有，該BN具有提升琺瑯用鋼板之抗鱗狀破面性的效果。並且，未成為BN之B會以固溶B之形態存在，而可抑制琺瑯處理中之晶粒成長。為了獲得上述效果，必須使B含量在0.0003%以上。且較佳係在0.0005%以上。另一方面，當B含量變得過多時，晶粒成長會明顯受到抑制，而導致延性降低。因此，係將B含量設為0.0100%以下。較佳係在0.0030%以下。
N：0.0010～0.0100%
N係用以生成BN之必要元素，該BN具有提升琺瑯用鋼板之抗鱗狀破面性的效果。為了獲得該效果，係將N含量設為0.0010%以上。另一方面，若N含量變得過多，延性便會降低。因此，係將N含量設為0.0100%以下。較佳係在0.0070%以下。
Ti：0~0.0100%
Ti係可輕易形成氮化物的元素，且係會阻礙生成可對抗鱗狀破面性發揮效果之BN的元素。因此，以極力不含有其為佳。於是，係將Ti含量設為0~0.0100%之範圍。而較佳係在0.0050%以下。但，要使Ti含量在0.0003%以下的話，製造成本有可能會增加。因此，實際製造之下限值亦可設為0.0003%。
Nb、Zr、V、Mo及W中之1種或2種以上之合計：0.0020~0.0300%
該等元素係會形成微細碳化物，而抑制晶粒成長之元素。透過含有該等元素，琺瑯處理時之晶粒成長會被抑制，而可抑制強度降低。但，若過度含有該等元素，延性便會降低。因此，該等元素之1種或2種以上之合計含量設為0.0020~0.0300%。且較佳為0.0030~0.0200%。
本實施形態中，除上述元素以外，可視需要含有下述元素。並且，因亦可不含該等元素，故下限為0%。
Cu：0～0.045%
亦可含有Cu，以控制琺瑯處理時之玻璃質與鋼之反應。要獲得上述效果時，宜將Cu含量設為0.010%以上。Cu亦可為0%。另一方面，若Cu含量變得過多，不僅玻璃質與鋼之反應會受到阻礙，加工性有時亦會劣化。因此，要避免如上述之不良影響的話，宜使Cu含量在0.045%以下。
Cr、Ni之1種以上：合計0~1.000%
Cr、Ni具有可提升鋼板與琺瑯層之密著性的效果，故可含有其等。Cr、Ni之合計含量在0.005%以上時，提升與琺瑯層之密著性的效果會變得明顯，故較佳。且更佳為0.010%以上。另一方面，Cr、Ni之合計含量若大於1.000%，提升密著性的效果會達飽和，機械特性亦會降低。當含有Cr與Ni時，就算含有0.500%以下，仍可預期有某種程度之效果。因此，當含有Cr與Ni時，係使其含量合計在0.005~1.000%。且較佳為0.010~0.500%。
As、Se、Ta、Sn、Sb、Ca、Mg、Y及REM之1種以上：合計0~0.1000%
透過微量含有該等元素以形成氧化物，而可具有提升抗鱗狀破面性的效果。惟，過度含有時，會大量析出氧化物。由於該氧化物在變形時會成為斷裂的起點，而使延性降低。因此，該等元素之1種以上之含量宜設為合計0~0.1000%。且較佳為0.0005~0.1000%。更佳為0.0025~0.0500%。REM係指週期表中原子序號57~71之鑭系元素之1種或2種以上。
另，透過滿足下述式(1)~(3)，可更提升抗鱗狀破面性，並且可更抑制琺瑯處理時之強度降低。
Ti>(N-0.0003)×3.43 ・・・ 式(1)
如前所述，Ti係可輕易形成氮化物的元素，當含有Ti時，亦須使N殘留下來，該N係用以形成可提升抗鱗狀破面性之BN。因此，將Ti含量限定於式(1)之範圍。
C>0.25×Ti+0.129×Nb+0.235×V+0.132×Zr+0.125×Mo+0.0652×W+0.0040 ・・・ 式(2)
為了抑制琺瑯處理時之強度降低，如上所述必須使固溶C存在，或者須有鐵碳化物存在。要獲得上述效果的話，當形成有Ti、Nb、V、Zr、Mo及W之合金碳化物時，仍須殘留固溶狀態的C。因此，將C含量限定於式(2)之範圍。
[N as BN]/(1.27×B)>0.95 ・・・ 式(3)
B係為了形成BN以提升抗鱗狀破面性而含有，然而當殘留有固溶B時，會抑制琺瑯處理時之晶粒成長，而產生抑制強度降低的效果。因此，要使所含之B不會全部析出為BN。表示BN中含有之N含量之[N as BN]可透過化學分析來定量，故係使用該值規定BN之生成狀態，以將可有效抑制晶粒成長之BN析出量的範圍規定為式(3)。[N as BN]可利用鋼之萃取殘渣(溴甲醇法)求算。
>金屬組織>
本實施形態之鋼板之金屬組織含有肥粒鐵、雪明碳鐵及/或波來鐵，且肥粒鐵為主體組織。更具體而言，本實施形態之鋼板之金屬組織含有：肥粒鐵；位於肥粒鐵晶粒內之雪明碳鐵；以及，位於肥粒鐵晶界之雪明碳鐵及/或波來鐵。並且，亦可更含有雪明碳鐵以外之碳化物、氮化物及氧化物中之1種以上。肥粒鐵之延性優異，故本實施形態之鋼板係以肥粒鐵為主相，藉此可實現優異加工性。另外，若金屬組織中存在雪明碳鐵及波來鐵，屬琺瑯用鋼板之必要特性之抗鱗狀破面性便會提升。可認為這係由於琺瑯處理中生成之氫被捕捉在肥粒鐵與雪明碳鐵之界面所致。另一方面，還可認為若存在雪明碳鐵及波來鐵，於琺瑯處理中生成之氫便會以碳化氫氣體之形態釋放到鋼板外。此時，亦會成為氣泡缺陷的原因。因此，必須限制所含雪明碳鐵、波來鐵之尺寸與個數密度。
首先，針對肥粒鐵晶粒內之雪明碳鐵，係將粒徑0.3~1.5μm之雪明碳鐵的個數密度設為1.00×10-1 個/μm2 以下。於肥粒鐵晶粒內微細析出之雪明碳鐵會在琺瑯處理中熔解，並以一氧化碳或二氧化碳氣體之形態釋放出來，而產生氣泡缺陷。因此，必須將位於肥粒鐵晶粒內之微細的晶粒內碳化物的個數限制在1.00×10-1 個/μm2 以下。而粒徑大於1.5μm之晶粒內雪明碳鐵係無害的，故不特別加以規定。另，粒徑小於0.3μm之雪明碳鐵即便產生氣泡缺陷，其對於抗鱗狀破面性所造成的影響仍微小。因此，係測定粒徑為0.3~1.5μm之晶粒內雪明碳鐵，以評估個數密度。而，一個雪明碳鐵的粒徑係設為長徑與短徑的平均。
接著，存在於肥粒鐵晶界上之雪明碳鐵及/或波來鐵，因係存在於琺瑯處理時氫的擴散路徑上，故會捕捉氫而具有提升抗鱗狀破面性之效果。將該等雪明碳鐵及/或波來鐵之長徑平均值限制在0.5~15μm，並且將雪明碳鐵、波來鐵的個數密度限制在5.00×10-4 ~1.00×10-1 個/μm2 。雪明碳鐵、波來鐵之長徑平均值小於0.5μm時，提升抗鱗狀破面性的效果較少。並且，會變得容易於琺瑯處理中熔解，並以一氧化碳或二氧化碳氣體之形態釋放出來，故會成為氣泡缺陷的原因。另一方面，長徑平均值大於15μm時，會成為加工時的破壞之起點，導致延性降低。因此，係將長徑平均值設為0.5~15μm。
另外，當個數密度小於5.00×10-4 個/μm2 時，無法觀察到提升抗鱗狀破面性的效果，而個數密度大於1.00×10-1 個/μm2 時，會成為變形時的破壞之起點，導致延性降低。因此，係將存在於肥粒鐵晶界上之雪明碳鐵及/或波來鐵的個數密度設為5.00×10-4 ~1.00×10-1 個/μm2 。雪明碳鐵及波來鐵有一者存在即可，亦可存在兩者。又，此處所謂的雪明碳鐵係與含於波來鐵中之層狀雪明碳鐵有所區別，且係指不被含於波來鐵組織中之雪明碳鐵。
雪明碳鐵及波來鐵係在將鋼板之軋延方向截面加以研磨後，以苦味酸蝕劑進行腐蝕，並且在以光學顯微鏡觀察時顯現為黑色對比。作為鋼板組織之代表點，係觀察從表面起沿板厚方向1/4板厚t的位置(1/4t)之部位。並且，藉由調整苦味酸蝕劑腐蝕的程度，亦可使肥粒鐵晶界顯現，故能判定雪明碳鐵、波來鐵之觀察位置與晶界之關係。觀察係以400~1000倍之倍率來進行即可。於晶界析出之雪明碳鐵在晶界三接點連接時，係測定於各晶界之邊析出之雪明碳鐵的長度並加以合計。若為波來鐵，有時會被多個肥粒鐵晶粒包圍，在此情況下亦視為存在於肥粒鐵晶界來測定個數。於圖1中示出測定例之示意圖。上述記載之雪明碳鐵與波來鐵的個數密度係將觀察到的個數除以觀察面積而得之值，令其單位為個/μm2 。
例如，在圖1中，雪明碳鐵a存在於位於2個肥粒鐵晶粒之間的1個晶界上，並且以沿著晶界之長度La為長徑。雪明碳鐵b係沿著由3個肥粒鐵晶粒所形成的2個晶界存在，而以沿著各晶界之長度Lb1與Lb2之合計(Lb1+Lb2)為長徑。雪明碳鐵c係沿著由4個肥粒鐵晶粒所形成的3個晶界存在，而以沿著各晶界之長度Lc1~Lc3之合計(Lc1+Lc2+Lc3)為長徑。雪明碳鐵d係沿著由3個肥粒鐵晶粒所形成的3個晶界存在，而以沿著各晶界之長度Ld1~Ld3之合計(Ld1+Ld2+Ld3)為長徑。波來鐵e~i則分別以最大長徑Le~Li為長徑。
另外，琺瑯處理前之鋼板組織中肥粒鐵之平均結晶粒徑，在從表面起沿板厚方向1/4板厚t的位置(1/4t)上為30.0μm以下即可。藉由使平均結晶粒徑在30.0μm以下，可謀求鋼板之高強度化。並且較佳係在20.0μm以下，更佳係在15.0μm以下。雖然在謀求高強度化上係以平均結晶粒徑小較為理想，但隨著平均結晶粒徑變小，加工性會劣化。因此，必須決定對所欲製品形狀而言最佳之結晶粒徑。
肥粒鐵之平均結晶粒徑，係以JIS G0551：2013附錄B中記載之使用方形試驗線之方法，求算1個晶粒之平均結晶面積，算出為等效圓直徑。亦即，若令平均結晶面積為a，則平均結晶粒徑d係以下述式(4)表示。
d＝2√(a/π) ・・・式(4)
>製造方法>
說明本實施形態鋼板之較佳製造方法。
本實施形態之鋼板係歷經熔解、鑄造、熱軋延、冷軋延、退火及調質軋延之步驟，而可製得。各步驟除以下所示條件以外，只要根據常規方法來設定便可。
在製造本實施形態之鋼板上的重點在於：控制鋼板之雪明碳鐵及波來鐵的析出狀態、及控制BN的析出狀態。如上述所說明，限制於肥粒鐵晶粒內析出之微細雪明碳鐵的個數密度，另一方面並控制於肥粒鐵晶界生成之雪明碳鐵、波來鐵之尺寸與個數密度，藉此可提升抗鱗狀破面性，還可抑制氣泡缺陷。另外，控制BN之析出狀態，在使BN析出的同時亦使固溶B殘留下來，藉此可提升抗鱗狀破面性，並且還可抑制琺瑯處理時之晶粒成長，而能抑制強度降低。
熱軋延之鋼胚加熱溫度宜為1000~1300℃，熱軋延之精加工溫度宜為Ar3~1000℃，Ar3+100℃以下之軋縮率宜大於25%，軋延結束溫度宜在Ar3℃以上，而捲取溫度宜為500~800℃。
在低於1000℃下加熱了鋼胚時，BN變得容易生成，而有以固溶B之形態殘留之B含量降低之疑慮。鋼胚加熱溫度之上限並無特別規定，但因經濟面的理由而以設為1300℃左右為理想。
熱軋延之精加工溫度低於Ar3℃時，在軋延中會生成肥粒鐵而在軋延後的冷卻中不會發生變態，故該部位有時會成為粗大晶粒，造成晶粒產生不均一的情形。另，當精加工溫度高於1000℃時，至捲取溫度為止的溫度降低幅度大，不符經濟效益，故精加工溫度宜為Ar3~1000℃之範圍。
在進行精整軋延時，Ar3係利用以下式(a)所示根據鋼成分之預測式來推定。並且根據以該方法預測而得的Ar3設定軋延條件。
Ar3(℃)＝901-325×C-92×Mn+33×Si+287×P+40×Al-30 (a)
惟，式(a)中之元素符號(C、Mn、Si、P及Al)表示該元素之含量(質量%)。
另外，實際上精整軋延溫度是否低於Ar3℃，可在實際作業中改變精加工溫度來進行熱軋延，並且觀察軋延板之微觀組織，依據有無產生粗大晶粒來加以確認。粗大晶粒會產生在精加工溫度低於Ar3℃之部位，主要會產生在鋼板端部及表層。其平均粒徑會係板寬中心且板厚中心之平均粒徑的1.5倍以上。
捲取溫度並無特別限制，但當捲取溫度低於500℃時，於熱軋延時生成之雪明碳鐵及波來鐵的尺寸會變小，而可能對冷軋退火後之碳化物造成影響。因此，在500℃以上較理想。此外，後續步驟之連續退火中無過時效步驟的情況下，捲取溫度宜在550℃以上。另，捲取溫度高於800℃時，於表面生成之鏽皮會變厚，導致後續步驟之酸洗中的成本增加。因此，在800℃以下較理想。
熱軋延時之Ar3+100℃以下之軋縮率(累積軋縮率)設為大於25%。Ar3+100℃以下之溫度區中的軋延率若為25%以下，累積應變的效果會變小，成為在精整軋延後產生的肥粒鐵變態或肥粒鐵波來鐵變態之成核部位之γ晶界變少，導致雪明碳鐵或波來鐵之生成密度變疏且粗大化。若使用如上述之熱軋鋼板，可認為冷軋退火後之晶界的雪明碳鐵及/或波來鐵之析出密度會降低。並且，Ar3+100℃以下之軋縮率若為25%以下，可認為熱軋鋼板之粒徑會變得粗大，而r值降低。為了保證壓製成形性，冷軋延及退火後之軋延方向之r值、或軋延方向與相對於軋延方向為正交之方向(之後，記載為正交方向)之r值兩者宜成為0.8以上，為了達成上述，必須使Ar3+100℃以下之軋縮率大於25%。
熱軋延後，會實施酸洗等以去除於表面生成之鏽皮，而其方法及條件不特別規定。
對熱軋延後的熱軋鋼板會進行冷軋延。冷軋延之軋縮率(冷軋率)並未特別規定，只要以適合各個冷軋延機之條件來進行軋延即可。通常，軋縮率宜為50~90%。
對冷軋延後之冷軋鋼板進行連續退火。連續退火步驟係會對鐵碳化物之形成造成影響之重要步驟。就退火溫度，係以700~850℃之範圍較為理想。若在700℃以上之溫度下進行退火，晶粒內的微細雪明碳鐵量便會熔解而減少，而可控制成不產生氣泡缺陷的程度之析出量。若退火溫度低於700℃，雪明碳鐵之熔解便不充分。另一方面，若在高於850℃下進行退火，鐵碳化物就會過度熔解，導致對抗鱗狀破面性具有效果之大小的雪明碳鐵及波來鐵變得難以殘留。
有關升溫速度，從會發生鐵碳化物之熔解之650℃起至退火溫度為止之升溫速度若過快，鐵碳化物之熔解就少，而殘留許多微細之晶粒內碳化物，故容易產生氣泡缺陷。因此，從650℃起至退火溫度為止之升溫速度在50℃/s以下較為理想。關於連續退火，琺瑯用鋼板之製造法中有時亦會進行脫碳退火，該脫碳退火係採用OCA(鬆捲退火；Open Coil Anneling)並提高氣體環境中之露點，而本實施形態中並不進行脫碳退火。其理由係因一旦施行脫碳退火，鋼中的碳濃度便會降低並且碳化物會消失，而無法確保本實施形態之鋼板設為目標之碳化物狀態。此情況下，便無法抑制肥粒鐵之晶粒成長，有時無法獲得充分強度。而在例如含體積濃度3%之氫、剩餘部分為氮且露點為-40℃之氣體環境下進行退火。
於連續退火後進行過時效處理時，宜在200℃~500℃之溫度區下維持20s(秒)以上。在此情況下，位於肥粒鐵之晶粒的晶界之雪明碳鐵會成長，而可獲得抗鱗狀破面性之提升。在要進行過時效處理的情況下，熱軋延時之捲取溫度係如前所述以500℃以上為宜。當過時效處理溫度低於200℃時，位於晶界之雪明碳鐵之成長效果不充分，若高於500℃，則晶界之雪明碳鐵會大幅成長，導致晶界之雪明碳鐵變得過大。當不進行過時效處理時，宜將熱軋延時之捲取溫度設為550℃以上。
之後，以控制形狀為主要目的而施行調質軋延。在調質軋延中，在控制形狀的同時，還利用調質軋延率在鋼板中導入應變。此時，若調質軋延率變大，亦即導入鋼板中之應變量變多，則會助長熔接或琺瑯處理時之異常晶粒成長。因此，調質軋延率係以可控制形狀之軋延率為上限，不宜賦予所需以上之應變。從控制形狀的觀點看來，調質軋延之軋延率宜在2%以下。
藉由以上，便能製得具有所欲特性之冷軋鋼板。而所得鋼板可作為琺瑯製品之基材之琺瑯用鋼板來加以使用。
另外，本實施形態之鋼板係在加工成預定形狀後，藉由熔接等組裝成製品形狀，並且施以琺瑯處理(燒成處理)，藉此製成琺瑯製品。關於琺瑯處理，只要例如將塗佈有釉藥之鋼板加熱至預定溫度，並維持預定時間，藉此使釉藥之玻璃質與鋼板密著即可。就本實施形態之鋼板之較佳燒成處理條件，係以譬如燒成溫度750~900℃、燒成時間1.5~10分鐘(在爐)之範圍為佳。並且，為了2次塗工及補修，亦可重複數次燒成。藉由在上述條件下進行燒成處理，會變得可利用固溶C及鐵碳化物來抑制琺瑯處理中之晶粒成長，而可抑制強度降低。此處所示燒成處理之條件僅為例示，並非用以限定本實施形態之鋼板之琺瑯處理條件者。
實施例
以轉爐熔製表1-1A~表1-3B及表1-4A~表1-4B所示化學組成(剩餘部分為Fe及不純物)之鋼，並藉由連續鑄造製成鋼胚。並且以表2所記載之條件將該等鋼胚製成鋼板。亦即，在加熱鋼胚後，進行粗軋延及精整軋延，並進行捲取而製出熱軋鋼板。然後，在酸洗熱軋鋼板後，改變冷軋延之軋延率以製成冷軋鋼板，並進一步在含體積濃度3%之氫、剩餘部分為氮且露點為-40℃之氣體環境下施行連續退火後，施行調質軋延，製成板厚0.8mm之鋼板。為了使調質軋延後之板厚一定，相對於冷軋延之軋延率改變了熱軋鋼板之板厚。針對一部分的鋼板，於退火後進行了過時效處理。
另，Ar3係以上述式(a)計算，使用該值設定了Ar3+100℃以下(Ar3以上)之軋縮率。製法No.C1~C13中，Ar3+100℃以下之軋縮率之目標設為30%以上，而製法No.C14中，軋縮率之目標設為25%。而實際上係成為如表3-1~表3-4所示軋縮率。
另外，透過觀察熱軋鋼板之微觀組織，根據有無產生粗大晶粒來確認了與Ａr3點之關係。具體而言，係將平均粒徑成為板寬中心且板厚中心之平均粒徑的1.5倍以上之晶粒判斷為粗大晶粒。可認為表2所示製法No.C1~C14之熱軋延精加工溫度皆在Ar3~1000℃之範圍內。另，表2中之加熱速度為650℃~退火溫度為止之加熱速度。
對上述中製得之鋼板，以下述所示各種方法實施了特性之評估。
>機械特性>
機械特性係依據JIS Z2241：2011，使用JIS5號試驗片進行拉伸試驗，測定拉伸強度(Rm)及致斷延伸率(A)。從強度的觀點看來，係將拉伸強度在300MPa以上者判斷為具有充分強度，而從成形性的觀點看來，係將致斷延伸率在30%以上者判斷為成形性優異。
另外，依據JIS Z2254：2008測定了r值(塑性應變比)，該r值係以與軋延方向成平行、及與軋延方向成直角的方式採取了試驗片時之值。測定之結果，除了後述d38之外，軋延方向與正交方向之r值兩者皆在0.8以上。
>金屬組織(肥粒鐵、雪明碳鐵、波來鐵)之觀察>
鋼中之析出物係藉由在研磨與冷軋延方向成平行之截面後，以苦味酸蝕劑進行腐蝕，並以光學顯微鏡進行觀察，以針對存在於肥粒鐵晶粒內之雪明碳鐵、與存在於晶界之雪明碳鐵及/或波來鐵進行測定。亦即，在研磨鋼板之軋延方向截面後，以苦味酸蝕劑進行了腐蝕。作為鋼板組織(金屬組織)之代表點，觀察了從表面起在板厚方向上1/4板厚t的位置(1/4t)之部位。雪明碳鐵及波來鐵在以光學顯微鏡觀察時係顯現為黑色對比。並且，藉由調整苦味酸蝕劑腐蝕的程度，使肥粒鐵晶界顯現，以判定雪明碳鐵、波來鐵之觀察位置與晶界之關係。觀察係以400~1000倍之倍率進行。於晶界析出之雪明碳鐵在晶界三接點連接時，係測定於各晶界之邊析出之雪明碳鐵的長度並加以合計。若為波來鐵，有時會被多個肥粒鐵晶粒包圍，在此情況下亦視為存在於肥粒鐵晶界而測定個數。於圖1示出測定例之示意圖。雪明碳鐵和波來鐵之個數密度係將所觀察到的個數除以觀察面積而得之值，其單位定為個/μm2 。
D1~D89、d1~d46皆為作為金屬組織係含有肥粒鐵、位於肥粒鐵晶粒內之雪明碳鐵、位於肥粒鐵晶界之雪明碳鐵及/或波來鐵之例。
肥粒鐵之平均結晶粒徑，係以JIS G0551：2013附錄B中記載之使用方形試驗線之方法，求算1個晶粒之平均結晶面積，算出為等效圓直徑。亦即，若令平均結晶面積為a，則平均結晶粒徑d設為以下述式(5)所示之值。
d=2√(a/π) ・・・式(5)
>琺瑯處理後之強度特性>
另外，評估了琺瑯處理後之晶粒成長所致之強度降低情形。具體而言，係將鋼板在爐溫830℃下施行4分鐘之模擬了琺瑯處理之熱處理，並且與上述同樣藉由拉伸試驗求算拉伸強度，而求出相對於熱處理前強度之熱處理後強度的比率，該鋼板係經施行軋縮率10%之冷軋延以模擬壓製加工。當琺瑯處理後之拉伸強度為琺瑯處理前之拉伸強度的0.85(85%)以上時，即判斷為已抑制琺瑯處理後之強度降低。
另外，琺瑯特性係以下述方式進行調查。
>抗鱗狀破面性>
抗鱗狀破面性係對以下之物實施評估：使用100×150mm尺寸之鋼板，利用粉體靜電塗裝法以乾式塗佈100μm之釉藥後，於大氣中在爐溫830℃下進行5分鐘的燒成而成者。將琺瑯處理後之鋼板放入160℃的恆溫槽中10小時，進行鱗狀破面促進試驗，並且利用目視以以下4階段判定鱗狀破面發生狀況：A：優異、B：稍優、C：普通、及D：有問題，若為A、B及C便判斷為已確保了預定抗鱗狀破面性，並且以D評價時為不合格。具體而言，A係完全無發生鱗狀破面的情況，B係發生1~5個鱗狀破面的情況，C係發生6~15個鱗狀破面的情況，D則係發生15個以上鱗狀破面的情況。
>琺瑯密著性>
琺瑯密著性因經與上述同樣進行琺瑯處理後之鋼板在一般進行之P.E.I.密著試驗方法(ASTM C313-59)下於密著性並無差異，故係從1m的高度使2kg之球頭重物落下3次後，以169根觸診針測量變形部之琺瑯剝離狀態，並且以未剝離部之面積率進行評估。只要未剝離部之面積率在40%以上，便判斷為具有充分之琺瑯密著性。
>外觀>
琺瑯處理後之外觀係將經與上述同樣進行琺瑯處理後之鋼板進行目視觀察，觀察氣泡及黑點的狀況，並以A：非常優異、B：優異、C：一般、D：稍差及E：非常差之5個階段來評估，若為A、B、C及D便判斷為已獲得預定外觀，並以評估為非常差之E時為不合格。
評估結果顯示於表3-1～3-4。No.D1~D89中，鋼成分、碳化物之析出狀態及BN之析出狀態在本發明範圍內，而顯示出良好特性。
No.d1因鋼板之C含量少，另No.d2因C含量過多，故機械特性差。
No.d3因鋼板之Si含量少，另No.d4因Si含量過多，故機械特性差。
No.d5因鋼板之Mn含量少，故抗鱗狀破面性降低。
No.d6因鋼板之Mn含量過多，故機械特性差。
No.d7因鋼板之P含量少，另No.d8因P含量過多，故機械特性差。
No.d9因鋼板之S含量少，故抗鱗狀破面性降低。
No.d10因鋼板之Al含量少，另No.d11因Al含量過多，故機械特性差。
No.d12因鋼板之B含量少，故抗鱗狀破面性降低。另，No.d13因B含量過多，故機械特性差。
No.d14因鋼板之N含量少，故抗鱗狀破面性降低。
No.d15因鋼板之N含量過多，故機械特性差。
No.d16因鋼板之Ti含量過多，故抗鱗狀破面性降低。
No.d17~d20因A群元素(Nb、Zr、V、Mo、W)之含量未滿足發明範圍，另d21因鋼板之B群元素(Cr、Ni)之含量未滿足發明範圍，故機械特性差。
No.d22及d23因鋼板之化學成分未滿足(1)式，故抗鱗狀破面性降低。
No.d24及d25因鋼板之化學成分未滿足(2)式，故機械特性差。
No.d26~d37為：雖鋼成分在本發明範圍內，但製造條件超出較佳範圍外，故碳化物之析出狀態及BN之析出狀態成為超出本發明範圍外，而無法獲得良好機械特性及琺瑯特性之示例。
No.d26、d29之鋼胚加熱溫度低，導致變得容易生成BN，且以固溶B之形態殘留之B含量降低，而(3)式不成立，機械特性差。
No.d27、d30之熱軋延後之捲取溫度低，於熱軋延時生成之雪明碳鐵及波來鐵的尺寸變小，導致肥粒鐵晶粒內之雪明碳鐵個數密度過高，而外觀差。
No.d28之過時效溫度高，使得晶界之雪明碳鐵大幅成長，晶界之雪明碳鐵變得過大，因此造成肥粒鐵晶界之雪明碳鐵及波來鐵之個數密度不足，抗鱗狀破面性降低。
No.d31因退火時之加熱速度超過上限，另d32因退火溫度過低，故肥粒鐵晶粒內之雪明碳鐵個數密度過高，而外觀差。
No.d33、d36因捲取溫度高，另d34因退火溫度過高，故肥粒鐵晶界之雪明碳鐵及波來鐵的個數密度不足，抗鱗狀破面性降低。
No.d35之捲取溫度低，於熱軋延時生成之雪明碳鐵及波來鐵的尺寸變小，導致肥粒鐵晶粒內之雪明碳鐵個數密度過高，而外觀差。
No.d37因過時效溫度落在低位而晶界之雪明碳鐵不會成長，導致規定範圍之雪明碳鐵及波來鐵的個數密度在下限以下，而抗鱗狀破面性差。
No.d38因從(Ar3+100)℃至Ar3之溫度範圍中之軋縮率並不充分，故雪明碳鐵及波來鐵之晶界個數密度變小。並且軋延方向之r值小於0.8，而落在低位。
另外，No.d39~d46因C群元素(As、Se、Ta、Sn、Sb、Ca、Mg、Y及REM)之含量未滿足發明範圍，故機械特性差。
根據表3-1~表3-4之結果，可確認到以本發明鋼之範圍可提供一種琺瑯用鋼板，其琺瑯密著性、產生氣泡等之外觀及抗鱗狀破面性優異，並且可抑制琺瑯處理所致之後續之拉伸強度降低的情形。
[表1-1A]
[表1-1B]
[表1-2A]
[表1-2B]
[表1-3A]
[表1-3B]
[表1-4A]
[表1-4B]
[表2]
[表3-1]
[表3-2]
[表3-3]
[表3-4]
產業上之可利用性
本發明上述態樣之鋼板於琺瑯處理後，在應用於廚房用品、建材及能源領域等時，具優異成形性、琺瑯處理後之抗鱗狀破面性及強度特性。因此，其適合作為琺瑯用鋼板，產業上之可利用性高。
圖1係示出存在於晶界上之雪明碳鐵及波來鐵之長徑之測定例的圖。

Claims (7)

  1. 一種鋼板，其特徵在於： 其化學組成以質量%計含有以下元素： C：0.0050~0.0700%、 Si：0.0010~0.0500%、 Mn：0.0500~1.0000%、 P：0.0050~0.1000%、 S：0.0010~0.0500%、 Al：0.007~0.100%、 O：0.0005~0.0100%、 B：0.0003~0.0100%、 N：0.0010~0.0100%、 Ti：0~0.0100%、 Nb、Zr、V、Mo及W中之1種或2種以上：合計0.0020~0.0300%、 Cu：0~0.045%、 Cr、Ni之1種或2種：合計0~1.000%、及 As、Se、Ta、Sn、Sb、Ca、Mg、Y及REM中之1種或2種以上：合計0~0.1000%，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成，並且 滿足式(1)及式(2)； 前述鋼板之金屬組織含有：肥粒鐵；位於前述肥粒鐵晶粒內之雪明碳鐵；以及，位於前述肥粒鐵晶界之雪明碳鐵及波來鐵之1種或2種； 於前述肥粒鐵之前述晶粒內，粒徑0.3~1.5μm之雪明碳鐵係以個數密度為1.00×10-1 個/μm2 以下之範圍存在； 於前述肥粒鐵之前述晶界，存在有雪明碳鐵及波來鐵之1種或2種，且其等之長徑之平均值為0.5~15μm、個數密度為5.00×10-4 ~1.00×10-1 個/μm2 ；並且 BN中含有之N含量即[N as BN]與鋼中含有之B含量之關係滿足式(3)； Ti>(N-0.0003)×3.43 ・・・ 式(1) C>0.25×Ti+0.129×Nb+0.235×V+0.132×Zr+0.125×Mo+0.0652×W+0.0040 ・・・ 式(2) [N as BN]/(1.27×B)>0.95 ・・・式(3) 惟，式(1)~(3)中之元素符號表示該元素以質量%計之含量，式(3)中之[N as BN]則表示BN中含有之以質量%計之N含量。
  2. 如請求項1之鋼板，其以質量%計含有Cu：0.010~0.045%。
  3. 如請求項1或2之鋼板，其以質量%計含有合計0.005~1.000%之Cr、Ni之1種或2種。
  4. 如請求項1至請求項3中任一項之鋼板，其含有以下中之1種或2種以上元素且以質量%計含有合計0.0005~0.1000%：As、Se、Ta、Sn、Sb、Ca、Mg、Y及REM。
  5. 如請求項1至請求項4中任一項之鋼板，其中前述鋼板為冷軋鋼板。
  6. 如請求項1至請求項5中任一項之鋼板，其中前述鋼板為琺瑯用鋼板。
  7. 一種琺瑯製品，具備有如請求項1至請求項4中任一項之鋼板。
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