钢板及搪瓷制品的制作方法

本发明涉及钢板及搪瓷制品。

本申请基于2015年9月11日在日本提出申请的特愿2015-179722号主张优先权，在此引用其内容。

背景技术：

搪瓷制品是在搪瓷用钢板的表面烧接玻璃质而成的。搪瓷制品由于具有耐热性、耐候性、耐化学药品性、耐水性的功能，所以以往广泛用作锅类、水槽等厨房用品、建材等的材料。这样的搪瓷制品一般可通过在将钢板加工成规定形状后，通过焊接等组装成制品形状，然后实施搪瓷处理(烧成处理)来制造。

对于用作搪瓷制品的原材料的搪瓷用钢板，作为其特性，要求耐烧成变形性、抗鳞爆性、密合性、抗泡及抗黑点缺陷性等。而且，在搪瓷制品的制造中，通常，由于为了得到制品形状而实施压制加工，所以要求良好的成形性。

此外，通过实施搪瓷处理而使含有硫酸等的苛刻的腐蚀环境下的耐蚀性提高，所以搪瓷制品在发电设备等能源领域也应用范围广。在这样的领域中，要求对经年使用中的疲劳等的可靠性，另外，以构件的轻量化为目的，要求所使用的钢板的高强度化。对于上述的对疲劳等的可靠性，已知受搪瓷制品的加工-搪瓷处理的制造工序中的钢板的组织形态的变化、即钢板内的组织形态的差异导致的强度变化的影响。

迄今为止，关于伴随搪瓷处理的组织形态的变化，例如专利文献1中记载了防止由晶体粒径粗大化导致的抗鳞爆性劣化的方法。专利文献1中，记载了即使在以众所周知的高氧钢为基础，在使夹杂物的组成、尺寸、形状、比率、个数最佳化的同时，通过微量添加ni、cr、v、mo，另外根据需要添加nb、b、ti，使钢板的制造条件最佳化，从而反复进行搪瓷处理时，也可减小抗鳞爆性的下降。

此外，专利文献2中，对于因高氧钢的搪瓷处理中的伴随晶粒生长的强度下降而发生烧成中的挠曲，使尺寸精度劣化的问题，记载了使搪瓷用钢板的组织形态即铁素体粒径均匀化、减小粒度分布是有效的。专利文献2中，为了使钢板制造工序中的热轧钢板的组织微细化、使退火中的晶粒生长均匀化，而添加ni及cr。

但是，专利文献1、2中，尽管都认为在实施了伴有组织变化的搪瓷处理的搪瓷制品中，可确保一定的特性，但是为解决有关搪瓷处理中的晶粒生长的问题，必须添加ni。即，要解决问题，需要添加高价的合金元素。此外，关于专利文献2，通过添加cr使氧化物粗大化，不易妨碍铁素体晶粒生长，由此来提高铁素体的粒径的均匀性，抑制异常晶粒生长，抑制成为混晶。但是，在没有利用析出物及夹杂物的钉扎来抑制晶粒生长的该方法中，认为也有在搪瓷处理中在构件中的温度变动时出现粒径不均匀，得不到所要求的效果的可能性。在此种情况下，不能稳定地得到搪瓷处理后的强度。此外，专利文献2中，以抑制搪瓷处理后的构件的挠曲为课题，只研究了搪瓷处理前后的屈服应力，所以对疲劳特性施加影响的抗拉强度的变化不明。

这样，实情是未能提供考虑制造工序而充分满足作为搪瓷用钢板的重要特性的抗鳞爆性及为钢板可靠性的指针的强度特性的高强度钢板，对于进一步提高特性，还余留课题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001-316760号公报

专利文献2：日本特开2000-063985号公报

技术实现要素：

发明要解决的问题

本发明的课题是，使上述的搪瓷用钢板的技术发展，提供可得到耐时效性及成形性、以及搪瓷处理后优异的搪瓷特性(抗鳞爆性、密合性、外观)及强度特性(不产生由搪瓷处理导致的抗拉强度的下降，或能够稳定地抑制抗拉强度下降的特性)的钢板。此外，本发明的课题是，提供具备上述钢板且搪瓷特性优异的搪瓷制品。

用于解决问题的手段

本发明是为克服以往的搪瓷用钢板的问题反复进行多种研究而得到的，特别是，基于通过研究化学组成、制造条件对搪瓷处理后的钢板的抗鳞爆性、抑制强度下降等的影响的结果而得到的见识。

即，本发明基于以下的1)～4)的见识。

1)抗鳞爆性可通过利用钢成分的适当化控制钢中析出物，捕集成为鳞爆的主要原因的钢中氢来提高。特别是，通过在钢中存在超过1.0μm且小于等于10μm的氧化物，使该氧化物的直径、个数适当化，由此可确保抗鳞爆性。

2)nb是稀有金属，不使用nb对于环境也是有利的。但是，在不含nb时，搪瓷处理后的强度下降增大。这是因为，在含有nb时，nb抑制搪瓷处理的加热、保温时的晶粒生长，但在不含nb时，不能得到此效果。

3)即使不含nb，通过使搪瓷处理前的钢板即原板的钢板成分、晶体粒径以及钢中氧化物的直径及个数适当化，也可稳定地确保搪瓷处理后的强度(即，能够抑制由搪瓷处理导致的强度下降)。特别是，为了抑制成为由搪瓷处理导致的强度下降的主要原因的搪瓷处理时的晶粒生长，使0.1～1.0μm的氧化物的个数密度适当化是有效的。

4)通过控制炼钢条件而控制氧化物的尺寸，且适当地控制热轧条件、冷轧条件、退火条件及调质轧制条件，可控制最终制品中的析出物形态。

本发明是基于以上的见识而完成的，本发明的要旨如下。

(1)本发明的一方式涉及的钢板，以质量％计，含有c：0.0060％以下、si：0.0010～0.050％、mn：0.05～0.50％、p：0.005～0.100％、s：0.0030～0.0500％、al：0.0010～0.010％、cu：0.010～0.045％、o：0.0250～0.0700％、n：0.0010～0.0045％、剩余部分：fe及杂质，组织含有铁素体，距离表面在板厚方向上板厚的1/4的位置处的所述铁素体的平均晶体粒径为20.0μm以下，含有含fe及mn的氧化物，在所述氧化物内，直径大于1.0μm且在10μm以下的所述氧化物的个数密度为1.0×10³个/mm²以上且5.0×10⁴个/mm²以下，且直径为0.1～1.0μm的所述氧化物的个数密度为5.0×10³个/mm²以上。

(2)上述(1)所述的钢板，在所述杂质中，也可以以质量％计将b、cr、ni、as、ti、se、ta、w、mo、sn、sb、la、ce、ca、mg中的1种以上的合计限制在0.100％以下。

(3)上述(1)或(2)所述的钢板，在所述杂质中，也可以以质量％计将nb限制在0.010％以下。

(4)上述(1)～(3)中任一项所述的钢板也可以是冷轧钢板。

(5)上述(1)～(4)中任一项所述的钢板也可以是搪瓷用钢板。

(6)本发明的另一方式涉及的搪瓷制品具备上述(1)～(5)中任一项所述的钢板。

发明效果

本发明的上述方式涉及的钢板的成形性、搪瓷处理后的强度及抗鳞爆性优异。此外，耐时效性、搪瓷密合性、搪瓷处理后的外观也优异。因此，适合作为厨房用品、建材、能源领域等中使用的搪瓷制品的基材即搪瓷用钢板。

此外，本发明的上述方式涉及的搪瓷制品的搪瓷特性优异。因此，适合用于厨房用品、建材、能源领域等的用途。

附图说明

图1是示出直径为0.1～1.0μm的氧化物的一个例子的照片。

图2是示出直径大于1.0μm且在10μm以下的氧化物的一个例子的照片。

具体实施方式

对本发明的一个实施方式涉及的钢板(以下称为本实施方式涉及的钢板)详细地进行说明。本实施方式涉及的钢板适合用作搪瓷制品的基材(搪瓷用钢板)。

<化学成分>

首先，对本实施方式涉及的钢板的化学成分(化学组成)的限定理由进行论述。有关成分的“％”只要不特别说明就意味着质量％。

<c：0.0060％以下>

c含量越少延展性越良好。此外，如果c含量超过0.0060％则容易发生泡缺陷。因此，将c含量设定为0.0060％以下。为提高延展性，优选c含量低。但是，如果降低c含量则炼钢成本提高，所以c含量优选为0.0015％以上。

<si：0.0010～0.050％>

si是具有控制氧化物的组成的效果的元素。为得到此效果而将si含量设定为0.0010％以上。另一方面，过剩地含有si阻碍搪瓷特性，同时在热轧中大量形成si氧化物，有时使抗鳞爆性下降。因此，将si含量设定为0.050％以下。从提高抗泡性、抗黑点性等，得到更好的搪瓷处理后的表面性状的观点出发，优选设定为0.0080％以下。

<mn：0.05～0.50％>

mn与o含量关联，是影响对搪瓷用的钢板的抗鳞爆性发挥效果的氧化物的组成，同时也有助于钢板的高强度化的重要成分。此外，mn是热轧时可防止起因于s的热脆性的元素。为得到这些效果，而将mn含量设定为0.05％以上。通常，如果mn含量提高则搪瓷密合性变差，容易发生泡及黑点，但在作为氧化物存在于钢中的情况下，这些特性的劣化小。但是，如果mn含量变得过剩则延展性劣化。因此，将mn含量的上限设定为0.50％。

<p：0.005～0.100％>

p是对钢板的高强度化有效的元素。此外，p还具有抑制由搪瓷处理导致的强度下降的效果。为得到这些效果，而将p含量设定为0.005％以上。此外，p对于通过提高再结晶温度来抑制搪瓷处理时的晶粒生长也是有效的元素。在得到此效果时，优选将p含量设定为0.015％以上。另一方面，如果p含量变得过剩，则搪瓷处理时p向钢板的晶界高浓度地偏析，有时成为泡及黑点等的主要原因。因此，将p含量设定为0.100％以下。优选为0.075％以下。

<s：0.0500％以下>

s是形成mn硫化物的元素。该硫化物有时在氧化物中复合析出，在复合析出时可进一步提高抗鳞爆性。为得到此效果，也可以含有s。在得到上述效果时，优选将s含量设定为0.0030％以上，更优选为0.0100％以上，进一步优选为0.0150％以上。但是，如果s含量变得过剩，则有时控制钢中的氧化物所需的mn的效果下降。因此，将s含量的上限设定为0.0500％。优选为0.0300％以下。

<al：0.0010～0.010％>

al是强脱氧元素。因此需要慎重控制。如果al含量超过0.010％，则难在钢中保留必要的o量，难控制对抗鳞爆性有效的氧化物。因此，将al含量设定为0.010％以下。另一方面，如果将al含量设定为低于0.0010％，则铸坯容易发生气泡性缺陷，炼钢阶段的铸坯的精整比通常增多，所以炼钢工序需要极大的负荷。因此，将al含量的下限设定为0.0010％。

<cu：0.010～0.045％>

cu是对搪瓷处理时的玻璃质与钢的反应进行控制，提高搪瓷的密合性的元素。为得到此效果，而将cu含量设定为0.010％以上。另一方面，cu如果其含量过剩，则不仅阻碍玻璃质与钢的反应，而且有时使延展性劣化。为了避免这样的不良影响，而将cu含量设定为0.045％以下。优选为0.029％以下，更优选为0.019％以下。

<o：0.0250～0.0700％>

o是直接影响抗鳞爆性、延展性，同时形成氧化物的元素，与mn含量关联地影响抗鳞爆性。为得到优异的延展性、抗鳞爆性，而将o含量设定为0.0250％以上。优选为0.0400％以上。另一方面，如果o含量过剩地提高，则延展性劣化，而且用于形成必要量的氧化物的mn含量增加，使合金成本上升。因此，将o含量设定为0.0700％以下。

在本实施方式中，o含量可通过按照jisg1239，使大约0.5g的钢试样中的氧与石墨坩埚反应，用红外线吸收法测定产生的co，将浓度定量化来测定。

<n：0.0010～0.0045％>

n是渗入型固溶元素，如果大量含有则延展性劣化。此外，如果n含量多则耐时效性劣化。因此，将n含量的上限设定为0.0045％。下限不需要特别的限定，但按目前的技术要熔炼至低于0.0010％，则显著花费成本，因而将n含量的下限设定为0.0010％。

本实施方式涉及的钢板以含有上述元素、剩余部分包含fe及杂质为基本。所谓杂质，为工业制造钢材时，来自矿石或废铁等这样的原料，或通过制造工序的种种因素而混入的成分，意味着可在不对本实施方式涉及的钢板施加不良影响的范围内容许的成分。

本实施方式涉及的钢板中，对于作为杂质含有的元素，优选将其含量限制在后述的范围内。

cr、ni、b、as、ti、se、ta、w、mo、sn、sb、la、ce、ca、mg：合计0.100％以下

cr、ni、b、as、ti、se、ta、w、mo、sn、sb、la、ce、ca、mg虽是不需要积极含有的元素，但是不可避免地混入的杂质。这些元素一般来讲很少单独混入，例如如cr及ni多以2种以上元素混入。

如果过剩地含有这些元素，则不能无视与氧化物形成元素的反应，难进行所希望的氧化物的控制，所以优选将含量的合计限制在0.100％以下，更优选为0.050％以下，进一步优选为0.010％以下。

此外，这些元素在作为脱氧元素作用时，影响游离氧的值，有时难调整游离氧。因此，优选将各元素的上限控制在不对铸造阶段的游离氧的值产生影响的范围内。

nb：0.010％以下

nb是稀有金属，不使用nb对于环境也是有利的。所以，本实施方式涉及的钢板中不添加nb。nb有时作为杂质混入，但是对夹杂物个数施加影响的元素，优选将nb含量限制在0.010％以下。

<氧化物>

接着，对本实施方式涉及的钢板中存在的关于含fe、mn的氧化物的限定理由进行说明。

在本实施方式涉及的钢板的钢组织中，含有包含作为脱氧产物的元素的fe、mn的氧化物。在本实施方式涉及的钢板中，由于不添加nb，所以氧化物中不含作为脱氧产物的元素的nb。此外，上述氧化物优选还不含al、cr、si等。这对于上述元素，可通过限制含量，或以不对氧化物组成施加影响的方式添加来实现。但是，在调整钢水成分时，即使不添加作为脱氧剂的al、cr、si等，如果进行氧化物分析，则有时也从氧化物中检测出6％以下程度的al、cr、si等。认为这些是作为杂质元素含有的al、cr、si等进入氧化物中的，所以以15％左右以下、优选6％左右以下含有的氧化物中的成分不作为脱氧产物的元素进行计算。

即，本实施方式涉及的钢板含有的氧化物优选实质上只由fe、mn、o组成(即使不可避免地含有al、cr、si，其含量的合计也为15％以下)。但是，也可以与mns等硫化物复合析出。在氧化物作为脱氧产物的元素不含nb、al、cr、si等时，通过调整铸造中的游离氧可使氧化物微细地分散。另一方面，在作为脱氧产物的元素含有al、nb、cr、si等时，通过本申请的铸造过程中的游离氧的调整，难将氧化物的个数和尺寸控制在所希望的范围内。

在本实施方式涉及的钢板中，在该氧化物内，需要将直径大于1.0μm且在10μm以下的所述氧化物的个数密度设定为1.0×10³个/mm²以上且5.0×10⁴个/mm²以下，并将直径为0.1～1.0μm的所述氧化物的个数密度设定为5.0×10³个/mm²以上。

直径超过1.0μm的氧化物使抗鳞爆性提高。小于此范围的氧化物使抗鳞爆性提高的效果减小。从提高抗鳞爆性的效果方面出发，不需要特别限定直径的上限。但是，尽管也根据含氧量，但如果粗大的氧化物增多则氧化物的个数密度减少，阻碍氢透过的效果下降。此外，粗大的氧化物容易成为加工时的裂纹的起点，使延展性降低。因此，为了提高抗鳞爆性而应用的氧化物的直径设为10μm以下，优选设为5μm以下。即，为了提高抗鳞爆性，控制直径为超过1.0～10μm的氧化物。

为提高抗鳞爆性，需要含有1.0×10³个/mm²以上的直径为超过1.0～10μm的含fe及mn的氧化物。因而在个数密度低时不能确保优异的抗鳞爆性。另一方面，如果上述氧化物超过5.0×10⁴个/mm²而存在，则加工时在氧化物和钢板母材的界面所需以上地大量产生空隙，使搪瓷处理后的强度下降。因此，将个数密度的上限设定为5.0×10⁴个/mm²。优选为1.0×10⁴个/mm²以下。直径超过1.0μm的氧化物如图2所示的那样，多形成圆形形状。

另一方面，直径为1.0μm以下的氧化物具有在制造搪瓷制品的热处理(搪瓷处理)工序中抑制晶粒生长的效果。如果直径超过1.0μm，则抑制由热处理时的热量输入导致的晶粒生长的效果消失，所以将用于抑制晶粒生长的氧化物的直径的上限设定为1.0μm以下。为得到此效果，优选钢中的氧化物的直径小，优选为0.8μm以下，更优选为0.5μm以下。优选钢中存在的氧化物的直径尽量小，但如果太小则难进行氧化物的分析，即含fe、mn的氧化物的鉴定。因此，在本实施方式涉及的钢板中将作为控制个数密度的对象的氧化物直径的下限设定为0.1μm以上。即，为了在热处理工序中抑制晶粒生长，而控制直径为0.1～1.0μm的氧化物。直径为0.1～1.0μm的氧化物如图1所示的那样，多形成有棱角的形状。

在抑制热处理工序中的晶粒生长时，需要含有5.0×10³个/mm²以上的直径为0.1μm以上且1.0μm以下并含fe及mn的氧化物。这是因为在个数密度低时，不能充分得到抑制热处理工序中的晶粒生长的效果。从抑制晶粒生长的观点出发，氧化物的密度无上限，但如果氧化物的密度超过1.0×10⁵个/mm²，结果超过1.0μm的氧化物的个数密度减小，所以涉及到抗鳞爆性的下降。因此，将直径为0.1μm～1.0μm且含fe及mn的氧化物的密度设定为1.0×10⁵个/mm²以下。

在本实施方式涉及的钢板中，通过按上述范围控制氧化物，即使不含nb也能在搪瓷处理时抑制晶粒生长，抑制强度下降。

另外直径为0.1μm～1.0μm且含fe及mn的氧化物还具有使冷轧再结晶后的晶体粒径微细化的效果，所以还有助于弯曲加工性及加工钢材所得的构件的使用时的破裂及疲劳断裂的抑制。

鉴定上述氧化物的方法没有特别的限定。在本实施方式中，由于将可同时检测fe、mn及o的氧化物作为对象氧化物，所以在其鉴定中，例如只要采用扫描式电子显微镜(fe-sem)及能量色散型x射线分散型分析装置(edax)即可。测定方法也可以是通常的方法，但由于需要确定特别微小区域的浓度，所以需要注意电子射线的光束直径要充分减小(例如0.1～0.5μm)等。

此外，氧化物的直径及个数密度可按以下方法测定。即，在fe-sem中，将倍率设定为5000倍以上，将视场数设定为10以上，测量视场内的该氧化物的尺寸及个数，将氧化物的长径作为氧化物的直径。关于个数密度，可通过在视场内的氧化物内，分别算出其长径为0.1μm～1.0μm、或为超过1.0μm～10.0μm的氧化物的个数，将单位面积(mm²)除以视场的总面积而得的值乘以该个数，换算成单位面积的个数来得到。

在本实施方式涉及的钢板中，虽然有时作为夹杂物存在由制造过程中混入的炉渣及耐火物，但是组成并不含有mn和fe，且无抑制强度下降的效果，所以这样的夹杂物不用计算。

本实施方式中作为测定对象的氧化物只要同时检测出fe、mn及o即可，例如也可以复合析出mns等。

<金属组织>

接着，对本实施方式涉及的钢板的组织(金属组织)进行说明。

本实施方式涉及的钢板的组织以铁素体为主体。因此，减小晶体粒径对于提高强度是有效的。

在对本实施方式涉及的钢板进行加工形成搪瓷制品时，通过热处理(搪瓷处理)产生铁素体的晶粒生长，使晶体粒径变化，结果使强度(抗拉强度)下降。此外，因强度下降，疲劳特性也下降。减小热处理后的晶体粒径对于确保热处理后的钢板的强度是有效的。要减小热处理后的晶体粒径，重要的是减小热处理前的粒径，且抑制伴随热处理的晶粒生长。

热处理前的钢板组织中的铁素体的平均粒径在距离表面在板厚方向上板厚的1/4的位置处(1/4t：t为板厚)为20.0μm以下是必要的。如果平均粒径超过20.0μm则难谋求钢板的高强度化。在谋求高强度化上优选平均晶体粒径小，但随着平均粒径减小，延展性劣化。因此，需要确定相对于所希望的制品形状最佳的晶体粒径。优选为15.0μm以下，更优选为13.0μm以下，进一步优选为11.0μm以下。铁素体的平均晶体粒径只要按照jisg0552中记载的切断法等进行测定即可。

此外，为了得到良好的延展性，铁素体的面积率为90％以上，更优选为95％以上，进一步优选为99％以上。此外，剩余部分例如为氧化物及铁碳化物。

通常，在弯曲加工时及使用加工钢材所得的构件时，容易从钢板的表面发生破裂及疲劳断裂。因此，要提高这些特性，特别优选钢板表层的晶体粒径小。钢板的晶体粒径受到钢中元素、特别是p的浓度的较大影响，有p浓度提高时晶体粒径减小的倾向。

接着对本实施方式涉及的搪瓷制品进行说明。

本实施方式涉及的搪瓷制品具备本实施方式涉及的钢板。例如，是通过对本实施方式涉及的钢板进行加工、焊接、搪瓷处理而得到的制品。

<制造方法>

对本实施方式涉及的钢板的优选的制造方法进行说明。

本实施方式涉及的钢板只要具有上述构成就可得到其效果，所以不需要限定制造方法。但是，如后述的那样，通过包含炼钢、铸造、热轧、冷轧、连续退火、调质轧制各工序的制造方法可稳定地进行制造，因此是优选的。

在各工序中，对优选的条件进行说明。

制造上的要点是利用含fe及mn的氧化物提高抗鳞爆性和控制对搪瓷处理时的异常晶粒生长具有抑制效果的氧化物。为提高抗鳞爆性而优选氧化物直径比较大，对于抑制异常晶粒生长而优选氧化物直径小。如果钢中的氧浓度高则生成直径大的氧化物。另一方面，如果氧浓度低则氧化物直径变得微细化。

0.1～1.0μm的氧化物如图1那样有棱角，认为多通过凝固后游离氧与钢成分反应而生成。因此，通过调整炼钢阶段的游离氧，通过电磁搅拌进行凝固界面的搅拌来调整凝固界面的氧等的成分浓化，由此可控制0.1～1.0μm的氧化物的结晶个数。

此外，超过1.0～10μm的夹杂物如图2所示的那样为圆形形态，认为在钢水阶段多以液状生成。因此，通过对铸造速度及钢水的搅拌、钢水的过热度等进行控制来控制夹杂物的凝聚、上浮，从而能够控制超过1.0且10μm以下的夹杂物的个数。

<炼钢工序、铸造工序>

优选将铸模内的δt(钢水的过热度)设定为20～35℃的范围，将铸造速度设定为1～1.5m/分钟的范围。通过设定为上述条件，使直径大的夹杂物在铸模内凝聚、上浮，可控制其个数。为了在铸模内施加流动，促进夹杂物的凝聚，也可以在铸模内进行电磁搅拌。

此外，为了在凝固中或凝固后使微细的氧化物析出，而优选通过二次精炼中的脱气及不对氧化物组成施加影响的程度的微量的脱氧元素的添加，将铸模内的游离氧控制在250～700ppm的范围后，以1.0～5.0℃/秒对1200～1500℃的范围进行冷却，如此进行铸造。通过设定为上述条件，在高温下使溶解氧残存，可在低温下形成直径小的夹杂物。

即，通过控制炼钢条件及铸造条件，可控制直径大的氧化物及直径小的氧化物双方的存在状态。

关于溶解氧(游离氧)量，可使用氧浓淡电池，在中间包内进行测定。在二次精炼中的制造稳定的情况下，也可以不用每次进行测定。

<热轧工序>

在热轧前进行铸坯加热时，优选将加热温度设定为1150～1250℃。在加热温度超过1250℃时一次鳞片的生成量大，成品率下降。另一方面，在低于1150℃时因轧制中的温度下降而使轧制负载增大。此外，热轧中，优选将轧制率设定为30～90％，将精轧温度设定为ar3～950℃。热轧后的卷取温度优选为550～750℃。ar3温度可在对小型的试验片施加了模拟热轧的热过程和加工后，通过热膨胀测定来求出。

炼钢工序、铸造工序中生成的含fe及mn的氧化物通过热轧而延伸。通过使热轧率(热轧中的累积压下率)在30％以上，可使钢中的含fe及mn的氧化物充分延伸。如果热轧率超过90％则钢中的氧化物过于延伸，有时得不到良好的抗鳞爆性。

在热轧中的精轧温度低于ar3时，为相变点以下的轧制，作为制品的延展性等机械特性劣化，同时因钢板的强度变化增大而容易使轧制变得不稳定。此外，在精轧温度低于ar3时，热轧钢板的显微组织为含有粗大晶粒的混晶，有在采用该热轧钢板的冷轧退火板中加工后发生皱纹状变形的顾虑。因此，精轧温度需要在ar3以上，更优选为900℃以上。另一方面，如果精轧温度超过950℃则晶体粒径变得粗大，难确保所希望的强度。

优选将热轧后的卷取温度设定为550℃以上。在低于550℃时冷轧、连续退火后的组织形态难确保加工所必要的延展性、r值。此外，在卷取温度超过750℃时晶体粒径增大，所以难确保所希望的钢板强度。

<冷轧工序>

对于热轧钢板，在根据需要进行了酸洗后进行冷轧。冷轧中的冷轧率对于决定制品的特性是重要的，优选为65～85％。炼钢工序、铸造工序中形成的含fe及mn的氧化物在热轧工序中随着轧制率而延伸。然后，在冷轧工序中进一步延伸，但冷轧为即使最高也为150℃左右的加工，上述氧化物因是硬质而难延伸。所以，为了使其适度地延伸，而优选以65％以上的冷轧率进行冷轧。

此时，在氧化物的轧制方向的两端部产生空隙。该空隙的存在尽管对于抗鳞爆性有效地起作用，但是对延展性不利地起作用。因此，必要以上的空隙的存在成为延展性下降的原因，进而成为损害加工性、搪瓷处理后的制品的强度特性的原因。因此，将冷轧率的上限设定为85％。在以此冷轧率以上的冷轧率进行冷轧时，轧制初期形成的空隙在组织观察上看上去因冷轧率的增加而溃散消失。但是，推测并不是组织上结合，所以在由加工导入的变形中成为断裂的起点，使延展性劣化。

<连续退火工序>

对冷轧钢板进行连续退火。优选将连续退火工序的退火温度设定为700～850℃。也可以以强度等机械性能具有特征的目的，将退火温度设定为低于700℃。另一方面，如果退火温度超过850℃，则对于机械性能，延展性等提高，因此是优选的，但冷轧工序中生成的空隙容易通过扩散而消失，使抗鳞爆性劣化。因此，连续退火工序的退火温度优选将850℃作为上限。

退火后，也可以实施以形状控制为主目的的调质轧制。调质轧制中与形状控制同时，通过调质轧制率导入钢板中的变形量发生变化。此时，如果调质轧制率提高，即导入钢板中的变形量增大，则助长搪瓷处理时的异常晶粒生长。因此，调质轧制率将可控制形状的轧制率作为上限，不优选必要以上地赋予变形。从形状控制的观点出发，调质轧制的轧制率优选为1.5％以下。

通过以上可得到具有所希望的特性的钢板，具体地讲可得到搪瓷用冷轧钢板。

本实施方式涉及的搪瓷制品可通过在将本实施方式涉及的钢板加工成规定形状后，通过焊接等组装成制品形状，然后实施搪瓷处理来得到。搪瓷处理只要按众所周知的条件进行即可，例如，只要通过将涂布了釉子的钢板加热至例如800～850℃，保持1～10分钟，使釉子的玻璃质和钢板密合即可。

实施例

用转炉熔炼具有表1、表2所示的成分组成的钢，然后通过连续铸造形成板坯。铸造时的铸模内的δt、铸造速度如表3、表4所示，使用电磁搅拌，按表3、表4的范围控制1200～1500℃的范围的冷却速度、溶解氧量，控制氧化物数、密度和氧量。按上述方法确认溶解氧量(游离氧)。对这些板坯在加热炉中在1150℃～1250℃的温度下进行加热，按900℃以上的精轧温度进行热轧，在700～750℃进行卷取，形成热轧钢板。然后，酸洗后按表3、表4的范围使冷轧的轧制率变化，形成冷轧钢板，另外在780℃实施了连续退火后，实施调质轧制，形成板厚0.8mm的钢板。为了使调质轧制后的板厚固定，相对于冷轧的轧制率使热轧钢板的板厚变化。

表1

表2

表3

表4

采用上述钢板实施各种评价。

<机械特性>

机械特性按照jisz2241，采用jis5号试验片进行拉伸试验，测定抗拉强度(ts)及断裂延伸率(el)。将断裂延伸率为30％以上的判断为成形性优异。

<组织、析出物的观察>

关于钢中的析出物，用sem观察与冷轧方向平行的断面，按上述方法，测定氧化物的直径和个数密度。采用jisg0552中记载的切断法测定铁素体的平均晶体粒径。

<搪瓷处理后的强度特性>

此外，为了评价由搪瓷处理后的晶粒生长导致的强度下降，在炉温830℃对钢板施加模拟5分钟的搪瓷的热处理，与上述同样通过拉伸试验求出抗拉强度，求出热处理后的强度相对于热处理前的强度的比例。

此外，也考虑到热处理后的强度的稳定性，在热处理前后测定钢材的维氏硬度，对于测定结果的最低值也求出热处理前后的比率。

具体地讲，分别在热处理前后的钢材中，在板厚的1/4的位置以0.98n的载荷测定5点的维氏硬度，将其平均值作为其测定位置的硬度。此外，在空出20mm以上的间隔的10个以上的位置进行上述测定，分别在热处理前后，得到测定结果(硬度)的最低值。然后，对于热处理前后的测定结果的最低值，求出比率。

在搪瓷处理后的抗拉强度为搪瓷处理前的抗拉强度的0.85(85％)以上，且搪瓷处理后的硬度的最低值为搪瓷处理前的硬度的最低值的0.85以上时，判断为能够稳定地抑制由搪瓷处理导致的强度下降。

<耐时效性>

通过时效指数评价了耐时效性。所谓时效指数，是采用jis5号拉伸试验片，通过拉伸赋予10％的预变形，进行100℃×60分钟的时效前与后的屈服应力差。在屈服应力差为30mpa以下时，判断为耐时效性优异(ok)。

按以下调查搪瓷特性。

<抗鳞爆性>

关于抗鳞爆性，用静电粉体涂装法干式涂布100μm的釉子，在大气中，在炉温830℃烧成5分钟，对得到的物质实施评价。进行将搪瓷处理后的钢板在160℃的恒温槽中放置10小时的鳞爆促进试验，按a：优异，b：较优异，c：通常，d：有问题这4个等级目视判定鳞爆发生状况，将d时规定为不合格。

<搪瓷密合性>

关于搪瓷密合性，对与上述同样地进行了搪瓷处理的钢板，从1m高度使2kg的球头的铅锤落下，用169根的触针测量变形部的搪瓷剥离状态，按未剥离部分的面积率进行评价。只要未剥离部的面积率为40％以上就判断为无问题，如果低于40％就判断为密合性差。

<外观>

关于搪瓷处理后的外观，目视观察与上述同样地进行了搪瓷处理的钢板，观察泡及黑点的状况，以“非常优异”、“优异”、“通常”、“稍差”、“非常差”这5个等级进行评价，如果为“非常优异”、“优异”、“通常”、“稍差”就判断为无问题，在“非常差”时，判断为发生泡及黑点。

表5、表6中汇总示出了评价结果。本发明例中，在钢中在含fe及mn的氧化物中未观察到其直径超过10μm的析出物。此外，在含fe及mn的氧化物中，其直径超过1.0μm且在10μm以下的氧化物的单位面积的个数在本发明的范围内的氧化物，确认满足抗鳞爆性。另外，在单位面积的含fe及mn的氧化物中，其直径为1.0μm以下的氧化物的单位面积的个数在本发明的范围内的氧化物，确认由搪瓷处理后的晶粒生长导致的强度下降小。在表5、表6中的有关氧化物密度的记载中，e表示指数，例如1.0e+03表示是1.0×10³。

本发明例90％以上均为铁素体组织。

由表5、表6的结果确认，在本发明的范围中，相对于以往的搪瓷用钢板，可提供在不降低耐时效性、搪瓷密合性、外观的情况下，抗鳞爆性优异、能够稳定地抑制由搪瓷处理导致的抗拉强度下降的搪瓷用钢板。

表5

表6

产业上的可利用性

本发明的上述方式涉及的钢板在搪瓷处理后用于厨房用品、建材、能源领域等时，成形性、搪瓷处理后的抗鳞爆性及强度特性优异。因此，适合作为搪瓷用钢板，产业上的可利用性高。