搪瓷用冷轧钢板及其制造方法与流程

本发明涉及搪瓷用冷轧钢板及其制造方法，更详细而言，涉及能够提高成型性及耐鳞爆性的搪瓷用冷轧钢板及其制造方法。

背景技术：

搪瓷钢板是在作为基础钢板的冷轧钢板上涂布玻璃质釉料，然后在高温下烧制而提高耐蚀性、耐候性、耐热性等的一种表面处理制品。这种搪瓷钢板主要使用于建筑外装、家电、餐具等。

现有的搪瓷用钢板是通过脱碳退火工序或分批退火工序而防止在搪瓷制品中已知为最严重缺陷的鳞爆缺陷或提高成型性。但是这种方法导致了制品成本的上升。

最近，为了节减制造成本，添加ti，并利用连续退火工序来制造搪瓷用钢板。但是用于提高搪瓷的钢的再结晶温度高，从而需要在高温下进行退火处理，因此具有生产性低且制造成本高的缺点。

尤其，就ti系搪瓷钢而言，由于添加ti而在连铸工序中产生tin和金属间化合物，从而发生喷嘴堵塞的现象，因此连铸数量受到限制，并且会引起生产成本的上升及生产负荷。此外，大量添加ti时，具有ti会阻碍搪瓷钢板与陶瓷釉料层之间的粘附性的问题。

此外，作为用于确保耐鳞爆性的方案，已提出了提高钢中的氧含量而人为地在钢中生成氧化物，并利用氧化物确保贮氢性能的高氧钢。但是，由于高氧钢的氧含量高而使耐火物的熔损极其严重，从而具有钢水泄漏等操作危险性，并且具有连铸生产性非常低且钢水制造成本高的缺点。

现有技术文献

专利文献

(专利文献1)kr2013-0073424a

(专利文献2)kr2016-0041967a

技术实现要素：

要解决的技术问题

本发明提供能够抑制表面缺陷并提高成型性的搪瓷用冷轧钢板及其制造方法。

本发明提供提高贮氢性能而在加工时不会产生裂纹缺陷的搪瓷用冷轧钢板及其制造方法。

技术方案

本发明的搪瓷用冷轧钢板，以重量％计，可以包含：c：超过0重量％且0.0015重量％以下、mn：0.2～0.4重量％、al：超过0重量％且0.001重量％以下、p：超过0重量％且0.02重量％以下、s：超过0重量％且0.02重量％以下、cr：0.05～0.1重量％、nb：0.03～0.05重量％、n：超过0重量％且0.002重量％以下、o：0.02～0.04重量％、余量的fe及其他不可避免的杂质，并且可以包含mn-nb-cr复合氧化物。

所述mn-nb-cr复合氧化物的3μm以上的尺寸可以为100个/mm²以上。

所述mn-nb-cr复合氧化物中，mn及cr的分数(k1)和nb的分数(k2)之比(k1/k2)可以为0.1～1.0。

本发明的制造搪瓷用冷轧钢板的方法可以包括以下步骤：制造包含mn-nb-cr复合氧化物的钢水；利用所述钢水铸造铸坯；将所述铸坯进行轧制，从而制造钢板；以及将所述钢板进行退火。

制造所述钢水的步骤包括以下步骤：将完成转炉精炼的钢水进行脱氧；以及在经过脱氧的所述钢水中投入mn、cr及nb，从而形成mn-nb-cr复合氧化物；形成所述mn-nb-cr复合氧化物的步骤可以为依次投入所述mn、cr及nb。

在投入所述mn时，可以包括将mno喂丝的步骤。

在制造所述钢水的步骤中可以制造如下钢水，以重量％计，包含：c：超过0重量％且0.0015重量％以下、mn：0.2～0.4重量％、al：超过0重量％且0.001重量％以下、p：超过0重量％且0.02重量％以下、s：超过0重量％且0.02重量％以下、cr：0.05～0.1重量％、nb：0.03～0.05重量％、n：超过0重量％且0.002重量％以下、o：0.02～0.04重量％、余量的fe及其他不可避免的杂质的钢水。

在制造所述钢板的步骤之前，可以包括在1200～1300℃的温度下，将所述铸坯进行热处理1小时的步骤。

制造所述钢板的步骤可以包括以下步骤：将所述铸坯进行热轧，并在800～900℃的温度下进行热精轧；在550～700℃的温度下，将经过热轧的所述钢板进行收卷；以及以75～80％的压下率，将经过热轧的所述钢板进行冷轧。

所述退火的步骤可以在800～900℃下实施20秒以上。

发明效果

根据本发明，通过添加铌(nb)而使钢材中的固溶碳(c)及固溶氮(n)以nbc、nbn的形态固溶，从而能够提高搪瓷用冷轧钢板的加工性。此外，最大限度地去除钢中的碳及氮，从而最小化母材中对于位错移动的阻碍，并最小化高价的铌的投入量，从而确保经济性的同时能够提高成型性。

此外，在母材中形成大量的可以吸附氢的微细空孔来提高贮氢性能，从而能够防止因氢的溶出而导致的鳞爆缺陷的产生。这时，在母材中形成mn-nb-cr复合氧化物来提高破碎性，从而能够形成大量的微细空孔。

附图说明

图1为示出nb的投入量和钢材成型性的关系的图表。

图2为示出nb的投入量和耐鳞爆性的关系的图表。

图3为本发明的实施例的mn-nb-cr复合氧化物的扫描电子显微镜照片。

图4为示出本发明的实施例的搪瓷用冷轧钢板中含有的mn-nb-cr复合氧化物的破碎状态的光学显微镜照片。

图5为示出本发明的实施例的制造搪瓷用冷轧钢板的方法中的形成mn-nb-cr复合氧化物的方法的流程图。

具体实施方式

下面，参考附图，对本发明的实施例进行更加详细的说明。但是，本发明并不受限于下面所公开的实施例，而是可以以不同的多种方式进行实现，这些实施例仅仅是为了完整地公开本发明，并且是为了对具有通常知识的技术人员更完整地告知发明范畴而提供的。在说明中，对于相同的组成赋予了相同的参考符号，并且为了精确地说明本发明的实施例，附图的一部分可能会夸大了其尺寸，附图中的相同的符号表示相同的要素。

就搪瓷钢板而言，为了确保成型性，基本上使用钢中的碳(c)非常少的超低碳钢系列的冷轧钢板作为材料。并且，现有的利用析出物的搪瓷钢板的主要方式在于，为了将在炼钢工序中残留的碳(c)和氮(n)以tic及tin等碳/氮化物固溶在母材中而添加大量的ti，以确保搪瓷钢板的加工性。但是，混入钢水中的tin暴露在搪瓷钢板的表面时，会在搪瓷钢板的表面诱发气泡形态的起泡(blister)缺陷。此外，大量添加的ti会阻碍搪瓷钢板和陶瓷釉料层之间的粘附性。为了改善这种ti导致的问题而使用不含ti的氧化物的搪瓷钢系列而言，由于材料中含有大量的氧而加工性差。

此外，就搪瓷钢板的最严重的缺陷之一的鳞爆缺陷而言，其是搪瓷钢板的制造工序中，固溶于钢中的氢随着钢板的温度降低到常温时，由于内部氢的溶解度的差异而释放到钢的表面而产生的。因此，为了防止鳞爆缺陷，有必要在钢板的内部形成大量的可以吸附钢中固溶的氢的空间。通常，现有的利用析出物的搪瓷钢种使用fep、tis、tin、bn、渗碳体(cementite)等作为贮氢源。但是这种析出物系列的贮氢源是在析出物和母材的原子排列不均匀的析出物和母材之间的晶界周围暂时性地以h⁺的原子状态固定氢，因此，由于外部因素，原子半径非常小的氢原子会导致产生贮氢性能的偏差，从而引起质量偏差。

对此，本发明中利用nb，通过添加nb，将钢板中的固溶c及固溶n以nbc、nbn的形态固溶的同时，在钢板中形成mn-nb-cr复合氧化物，从而能够提供成型性及耐鳞爆性优异的搪瓷用冷轧钢板。

本发明的实施例的搪瓷用冷轧钢板，以重量％计，可以包含：c：超过0重量％且0.0015重量％以下、mn：0.2～0.4重量％、al：超过0重量％且0.001重量％以下、p：超过0重量％且0.02重量％以下、s：超过0重量％且0.02重量％以下、cr：0.05～0.1重量％、nb：0.03～0.05重量％、n：超过0重量％且0.002重量％以下、o：0.02～0.04重量％、余量的fe及其他不可避免的杂质，并且可以包含mn-nb-cr复合氧化物。

下面，对本发明的主要特征之一的添加构成钢的组成的各个合金成分的理由及它们的适当的含量范围进行说明。其中，各成分的含量表示重量％。

图1为示出nb的投入量和钢材的成型性之间的关系的图表，图2为示出nb的投入量和钢材的耐鳞爆性之间的关系的图表。

c：超过0重量％且0.0015重量％以下

添加超过0.0015重量％的c时，钢中固溶碳的量多而在退火时阻碍晶体组织的成长，从而使成型性降低并产生时效现象，从而在生产后经过长时间后进行加工时，发生表面缺陷(拉伸变形(stretcherstrain)缺陷)的可能性高，因此将c的上限值限定为0.0015重量％。此外，c超过0.0015重量％时，还需要增加高价元素nb的添加量而会降低经济性，因此，将c的上限设为0.0015重量％。

mn：0.2～0.4重量％

mn可以是为了确保钢板的强度，并且为了将钢中固溶硫以硫化锰析出，从而防止红热脆性(hotshortness)而添加。因此，锰的含量小于0.2重量％时，发生红热脆性的可能性高，因此将mn的下限值设为0.2重量％，锰的含量超过0.4重量％时，会大幅降低成型性，从而在成型时会发生缺陷，因此将mn的上限值设为0.4重量％。此外，在形成mn-nb-cr复合氧化物时，mn为形成初期mn氧化物(mno)的元素，当mn小于0.2重量％时，形成mn氧化物时所需的mn不足，从而无法顺利地形成mn氧化物，因此将mn的下限设为0.2重量％。

nb：0.03～0.05重量％

nb为本发明中最为重要的元素，其是以析出大量的nbc、nbn析出物而确保成型性的同时形成mn-nb-cr复合氧化物的目的而添加。此时，为了使mn-nb-cr复合氧化物中的mn-cr与nb的差异减少，至少可以包含0.03重量％的nb。

当nb小于0.03重量％时，虽然可以确保耐鳞爆性，但会降低成型性，当nb超过0.05重量％时，虽然nb的添加会提高加工性，但是钢中的氧会减少，从而会降低耐鳞爆性。

如上所述，为了得出nb的最佳范围，将调查根据nb的添加量的成型性和耐鳞爆性的结果示于图1和图2中。

参考图1可以知道，随着钢材中nb含量的增加，钢材的成型性得到提高。但是，nb是高价元素，为了确保经济性，投入最少的nb来确保成型性在工业方面非常重要。

参考图2可以知道，随着nb添加量的增加，耐鳞爆性会变差。这是因为与氧有亲和力的nb的添加量的增加而使钢材的氧减少，从而降低了复合氧化物的形成量，因此减少了微细空孔(microvoid)，导致耐鳞爆性变差。因此，将nb的添加量限定为可以同时确保成型性和耐鳞爆性的范围的0.03～0.05重量％。

cr：0.05～0.1重量％

在本发明中，cr是仅次于nb的重要元素，以提高耐鳞爆性的目的而添加。cr是与mn-nb氧化物结合而形成大量的mn-nb-cr复合氧化物的必需元素。为了确保耐鳞爆性，需要添加0.05重量％以上的cr，但是cr超过0.1重量％时，成型性会变差。

p：超过0重量％且0.02重量％以下

p是阻碍钢的物理性能的元素，当p超过0.02重量％时，会大幅降低成型性，因此将p的上限值设为0.02重量％。但是，完全去除钢中的p是几乎不可能的，因此将p的下限特定为超过0重量％。

s：超过0重量％且0.02重量％以下

通常，已知s为阻碍钢的物理性能的元素，当s超过0.02重量％时，会大幅降低延展性，并且容易产生硫引起的红热脆性，因此将s的上限值限定为0.02重量％。此外，由s形成的硫化物与复合氧化物附着在一起形成，从而会阻碍轧制后氧化物破碎而形成的微细空孔(micro-void)的形成，或者会填充已形成的微细空孔，因此最好尽可能地减少s的含量。但是，完全去除钢中的s是几乎不可能的，因此将s的下限特定为超过0重量％。

al：超过0重量％且0.001重量％以下

al用作去除钢水中的氧的强力的脱氧剂，因此将al的添加量限定为0.001重量％以下。当钢中的al超过0.001重量％时，会形成al-nb复合氧化物而不是形成mn-nb-cr复合氧化物，从而会显著减少微细空孔(micro-void)的量而使搪瓷性差，因此限定al的投入量。但是，完全去除钢中的al是几乎不可能的，因此将al的下限特定为超过0重量％。

n：超过0重量％且0.002重量％以下

所添加的n的量越多，则成型性越差，并且还需要增加高价合金元素nb的投入量，因此将n的上限值限定为0.002重量％。但是，完全去除钢中的n是几乎不可能的，因此将n的下限特定为超过0重量％。

o：0.02～0.04重量％

o的量越多，则耐鳞爆性越优异，但是o超过0.04重量％时，成型性会变差，因此将o的上限值限定为0.04重量％。并且，o小于0.02重量％时，用于形成mn-nb-cr复合氧化物的o不足，从而使耐鳞爆性变差，因此将o的下限设为0.02重量％。

具有如上所述组成的本发明的搪瓷用钢板在进行热轧及冷轧时，mn-nb-cr复合氧化物破碎而形成大量的微细空孔(micro-void)，从而以分子状态的h2气体状态贮藏氢而并不是以h⁺的原子状态贮藏氢，因此可以永久性地贮藏氢，从而能够防止鳞爆缺陷。

此外，由于使用高温下稳定的mn-nb-cr复合氧化物作为贮氢源，因此几乎不会受到热轧及冷轧的控制条件的影响，从而能够降低质量偏差。

本发明中，为了增加热轧及冷轧时复合氧化物的破碎能力，可以在钢材中使用mn、nb及cr来形成多元系复合氧化物。通常，在相同的压下力下，与单一成分的氧化物相比，多成分系组成的氧化物的破碎能力更优异。这是因为形成多成分系时，根据与氧的亲和度的差异，氧化物中的组成形成得不均匀。即，其起因于，在1600℃左右的高温下，在极短时间内通过氧化物的还原反应来形成多元系氧化物，因此氧化物整体被均质化的时间不充足。因此，根据成分组成并根据在氧化物中的位置，以多元系形成的不均匀组成的氧化物的硬度会不同，因此，与由单一成分均匀地形成的氧化物相比，在热轧及冷轧时，容易发生破碎，从而能够在钢材内部形成大量的三维微细空孔(microvoid)。

本发明中所使用的3μm以上的mn-nb-cr复合氧化物而言，由于复合夹杂物中的成分差异，热轧及冷轧时强度不同的基材铁和mn-nb-cr复合氧化物被破碎而形成大量的微细空孔(micro-void)，从而用作贮氢源。

图3为本发明的实施例的mn-nb-cr复合氧化物的扫描电子显微镜照片，图4为示出本发明的实施例的搪瓷用冷轧钢板中含有的mn-nb-cr复合氧化物的破碎状态的光学显微镜照片。

图3示出铸造过程中形成的mn-nb-cr复合氧化物，mn-nb-cr复合氧化物是以块的形态形成。这种mn-nb-cr复合氧化物在轧制铸坯的过程中破碎而形成如图4所图示的平板型。mn-nb-cr复合氧化物破碎时在其周围形成微细空孔，如此形成的微细空孔可以用作钢板中贮氢的空间。

另外，就本发明的实施例的搪瓷用冷轧钢板而言，对于以扫描电子显微镜观察500mm²的面积时所检测出的粒子直径为1μm以上的非金属夹杂物，通过分光分析法(energydispersivespectrometry，eds)进行组成分析，从而可以算出mn-nb-cr复合氧化夹杂物的组成为同时含有mn、nb和cr的复合氧化物，并且将夹杂物的直径换算为圆时，粒子直径为3μm以上的夹杂物中的mn及cr和nb的分数。其中，将mn及cr的分数设为k1，nb的分数设为k2时，mn及cr与nb之比(k1/k2)是表示具有3μm以上的尺寸的mn-nb-cr复合氧化物中的mn及cr与nb的分布的值，其值可以为0.1～1.0。当k1/k2小于0.1时，复合氧化物的尺寸较小，并且复合氧化物中nb的组成占大部分，导致在轧制时复合氧化物的界面和基材铁之间不会发生破碎而使微细空孔变少，从而无法确保耐鳞爆性。另一方面，当k1/k2超过1.0以上时，复合氧化物中nb的含量减少而降低破碎能力，从而具有无法充分确保微细空孔的问题。

此外，每1mm²的mn-nb-cr复合氧化物的数量可以为100个以上。当每1mm²的mn-nb-cr复合氧化物的数量小于100个时，无法充分确保微细空孔，因此具有降低耐鳞爆性的问题。

下面，对本发明的实施例的制造搪瓷用轧制钢板的方法进行说明。

图5为示出本发明的实施例的制造搪瓷用冷轧钢板的方法中的形成mn-nb-cr复合氧化物的方法的流程图。

本发明的实施例的制造搪瓷用轧制钢板的方法可以包括以下步骤：制造包含mn-nb-cr复合氧化物的钢水；铸造铸坯；将铸坯进行轧制，从而制造钢材；以及退火。

制造钢水的步骤可以包括以下步骤：利用真空脱气设备，将完成精炼的钢水通过脱碳而进行脱氧；以及在经过脱氧的钢水中投入mn、cr、nb，从而形成mn-nb-cr复合氧化物。

参考图5，形成mn-nb-cr复合氧化物的方法可以是在经过脱氧的钢水中先投入mn，使其与钢水中残留的氧反应而形成mno(s10)。这时，将mno喂丝，从而能够形成大量的mno的同时，能够均匀地分散在钢水中。之后，投入cr来还原mno，从而能够形成mn-cr-o(s20)。接着投入nb，从而能够形成mn-nb-cr(s30)多元系复合氧化物。如上所述依次投入mn、cr及nb的原因在于，从氧亲和度低的成分开始投入，从而形成大量的mn-nb-cr复合氧化物。

与通常应用的单一成分系的氧化物相比，如上所述形成的多元系mn-nb-cr复合氧化物更重，因此，即使在钢水步骤形成，也不会发生浮上分离，从而与通常的氧化物类夹杂物相比，可以大量地残存于钢水中。此外，其特征在于，不投入与氧的亲和度非常高的al，以形成大量的mn-nb-cr复合氧化物。此外，由于可以省略ti的投入量，从而与现有公开的ti系搪瓷钢的公知技术相比，能够解决由于ti的大量投入所产生的问题。

如此制造的钢水，以重量％计，可以包含：c：超过0重量％且0.0015重量％以下、mn：0.2～0.4重量％、al：超过0重量％且0.001重量％以下、p：超过0重量％且0.02重量％以下、s：超过0重量％且0.02重量％以下、cr：0.05～0.1重量％、nb：0.03～0.05重量％、n：超过0重量％且0.002重量％以下、o：0.02～0.04重量％、余量的fe及其他不可避免的杂质。

制造钢水后，可以将钢水移送至连续铸造设备中铸造为铸坯。利用所述钢水铸造的铸坯与钢水具有相同的成分。

铸造铸坯后装入加热炉中，然后在1200～1300℃的温度下可以进行热处理1小时的步骤。

完成铸坯的热处理后，可以将铸坯进行轧制来制造钢板。

可以对在加热炉中经过加热的铸坯进行热轧来制造钢板。此时，热精轧温度可以为800～900℃左右。当精轧温度低于800℃时，轧制时的轧制阻力过大，从而降低生产性，另一方面，当精轧温度超过900℃时，热轧材料的氧化层过度生长，从而降低收率。因此，优选在800～900℃下实施精轧。

对于将铸坯进行热轧而制造的钢板，利用收卷机进行收卷，收卷温度可以为550～700℃左右。这时，当收卷温度设为低于550℃时，钢板中形成的晶粒的尺寸变小，从而会降低成型性。另一方面，当收卷温度超过700℃时，会产生过度的热轧氧化层。因此，优选将收卷温度限定为550～700℃。

之后，将经过热轧的钢板进行酸洗处理，从而去除形成在表面的氧化薄膜，并以75～80％范围的冷轧压下率实施冷轧。这时，冷轧压下率小于所提出的范围时，降低再结晶晶体组织的成长，从而降低成型性，并且mn-nb-cr复合氧化物无法完全破碎，从而具有减少钢板中的微细空孔的问题。另一方面，冷轧压下率大于所提出的范围时，降低延展性，并且mn-nb-cr复合氧化物破碎时所形成的微细空孔被压缩，从而会减少微细空孔的绝对数量，因此优选将冷轧压下率的上限限制为80％。

通过热轧和冷轧制造钢板后将钢板装入退火炉中，并在800～900℃左右的温度下，实施连续退火20秒以上。

连续退火过程是为了对经过冷轧的钢板赋予延展性和成型性，此时，将退火温度设为低于800℃时，没有完成再结晶而难以确保延展性及成型性，另一方面，当退火温度超过900℃时，现场需要过多的加热设备，从而实际上难以进行加热，并且过高的温度会损害辊的耐久度。因此，优选在800～900℃的范围实施连续退火。此外，实施退火的时间过短时，也没有完成再结晶，因此难以确保延展性及成型性。

下面，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅仅是为了通过例示来说明本发明，而并不是为了限制本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围是由专利权利要求书中记载的内容和由此合理类推的内容所决定。

实施转炉-二次精炼-连铸工序，从而铸造具有如下述表1所示的组成的铸坯。这时，在二次精炼工序中利用真空脱气设备进行通过脱碳的脱氧，然后依次投入mn、cr及nb，形成mn-nb-cr复合氧化物。之后，将铸坯在1250℃的加热炉中保持1小时，然后实施热轧，此时热精轧温度设为900℃，收卷温度设为650℃，最终厚度设为3.2mm。对于将铸坯进行热轧而制造的热轧钢板进行酸洗处理，从而去除表面的氧化薄膜，然后实施冷轧。这时，冷轧压下率设定为78％，从而制造0.8mm厚度的冷轧钢板。

[表1]

之后，为了调查搪瓷特性和机械特性，加工冷轧钢板制造搪瓷处理试片和拉伸试片，然后实施连续退火。

搪瓷处理试片是将冷轧钢板切断为70mm×150mm的尺寸，然后在830℃下实施连续退火。完成退火后进行完全脱脂，然后涂布底釉釉料，并在200℃下干燥10分钟而完全去除水分。将完成干燥的试片在830℃下保持7分钟来实施烧制处理后冷却至常温。在完成底釉搪瓷处理的试片上，再次涂布面釉釉料，然后在200℃下干燥10分钟而完全去除水分。将完成干燥的试片在800℃下保持7分钟来实施烧制处理后进行空冷。这时，就烧制炉的气氛条件而言，将露点温度设定为30℃，从而应用了最容易发生鳞爆缺陷的苛刻的条件。之后，将完成搪瓷处理的试片在200℃的保持炉中保持20小时，加速处理鳞爆。

之后，用肉眼观察试片上形成的鳞爆缺陷的数量，并测量r-bar值，然后将成型性判定为非常优异、优异、一般、差、非常差的5个阶段，并示于表2中。

此外，利用电子显微镜观察各试片的500mm²的面积时，根据eds分析粒子直径为1μm以上的非金属夹杂物的组成，利用夹杂物的组成为同时含有mn、nb和cr的复合氧化物且将夹杂物的直径换算为圆时的粒子直径为3μm以上的夹杂物，对mn-nb-cr复合氧化物的分布进行分析。并且，利用电子显微镜，在5000倍下以40视野的图像通过计点法(pointcounting)测量mn-nb-cr复合氧化物的数量，之后使用图像分析仪(imageanalyzer)换算为每1mm²的数量来计算。

[表2]

参考上述表2，实施例1～6的mn-nb-cr复合氧化物的数量及尺寸属于本发明中限制的范围，因此在苛刻的条件下也没有发生鳞爆，从而确保了耐鳞爆性，并且成型性也非常优异。

另一方面，实施例7的al含量高而形成了al2o3夹杂物，并且一部分形成了如表1中记载的含有nb的微细夹杂物al-nb，从而没有形成微细空孔，导致贮氢性能非常低，产生了93个以上的大量的鳞爆。虽然实施例8的mn-nb-cr复合氧化物的数量属于本发明中限制的范围，但nb的含量低，因此表示mn-nb-cr复合氧化物的分布的k1/k2的值显示出过高于本发明中所限制的范围。由此成型性也非常差，并且也产生了23个以上的鳞爆。

此外，实施例9中，虽然mn-nb-cr复合氧化物的分布及数量属于本发明中限制的范围，但nb的含量较高，导致轧制时没有顺利地完成mn-nb-cr复合氧化物的破碎，从而可贮氢的微细空孔少，因此产生了46个以上的鳞爆。实施例10中，即使含有0.032重量％的nb，但降低成型性的c的含量高，为0.0042重量％，因此成型性差。

以上对本发明的优选实施例进行了图示并说明，但本发明并不限定于上述实施例，在不脱离权利要求书中请求保护的本发明的主旨的情况下，可以由此实施多种变形及同等的其他实施例，这对于本发明所属领域中具有通常知识的技术人员而言是可以理解的。因此，本发明的技术性保护范围应根据专利权利要求书所决定。