CN104131229A - 一种具有高塑性与高耐蚀性的双相不锈钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种具有高塑性与高耐蚀性的双相不锈钢及其制造方法，其化学成分重量百分比为：C0.01～0.06％，Si0.1～1.0％，Mn0.1～1.0％，Cr18.0～20.5％，Ni2.0～4.0％，N0.1～0.18％，Mo1.5～3.5％，Cu0-1.0％，W、B为可选元素，W≤0.5％，B≤0.02％，其余为Fe和不可避免杂质。本发明为保证合金的耐腐蚀性能，将Mn含量控制在1.0％以下，Cr含量控制在18.0～20.5％，同时添加1.5-3.5％的Mo，以保证PREN值在30～35；为提高材料的塑性，并将材料的M_d30/50控制在60～100℃。本发明双相不锈钢在Ni、Mo等贵金属含量较低的情况下，具有优异的耐腐蚀性能以及在优良的塑性，可大量应用热交换器、水箱等领域，部分取代高成本的S31600奥氏体不锈钢。

Description

一种具有高塑性与高耐蚀性的双相不锈钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及双相不锈钢及其制造方法，特别涉及一种具有高塑性与高耐蚀性的双相不锈钢及其制造方法。

背景技术

双相不锈钢室温下由铁素体与奥氏体双相组成，而两相组织的存在使双相不锈钢兼有铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的优点。与奥氏体不锈钢相比，双相不锈钢的强度，特别是屈服强度显著提高，大约是奥氏体不锈钢的两倍；耐晶间腐蚀、耐应力腐蚀、耐腐蚀疲劳和耐磨性能显著改善。与铁素体不锈钢比，其韧性高、脆性转变温度低、耐晶间腐蚀和焊接性显著改善，同时保留了铁素体钢导热系数高、膨胀系数小的优点。

迄今为止双相不锈钢的发展经历了三个重要阶段。1971年以前所开发的牌号为第一代双相不锈钢，由于冶炼条件的限制，C、N的含量都无法准确控制，其焊接后性能急剧下降。1971～1989年开发的牌号属于第二代双相不锈钢，代表钢种为S32205。借助于1968年不锈钢精炼工艺-氩氧脱碳(AOD)的发明和应用，可以使双相不锈钢中氮含量显著提高，碳含量得到准确控制，从而显著改善焊缝、热影响区的韧性和耐腐蚀性能，同时氮还降低了有害金属间相的形成速率。技术的进步使得双相钢得以广泛应用于海上石油平台、化工、造纸等多个领域。1990年以后出现的牌号为第三代双相不锈钢，其发展呈现2种趋势。一方面进一步提高钢中合金元素含量以获得更高强度和更加优良的耐腐蚀性能，如瑞典SANDVIK开发的SAF2906和SAF3207。另一方面开发低镍含量且不含Mo或仅含少量Mo的经济型双相不锈钢，以降低成本，如LDX2101等。

随着贵金属资源的对制造商及用户的重要性逐渐凸显，经济型双相不锈钢的开发成为当前双相不锈钢的重要研发方向。经济型双相不锈钢通过特殊的合金设计，降低合金中贵金属镍和钼的含量，从而显著降低材料成本。常用的奥氏体当量计算公式如式(1)所示：

Ni_eq＝Ni+30(C+N)+0.5Mn+0.25Cu      (1)

评价双相不锈钢耐点腐蚀性能的PREN(耐点蚀当量)如公式(2)所示：

PREN(耐点蚀当量)＝Cr％+3.3Mo％+30N％-Mn％      (2)

由公式(1)可知，可以采用Mn、N、Cu取代Ni，从而降低成本，取代传统的高钼、高镍含量的双相不锈钢，这是经济型双相不锈钢开发的基础。

N是双相不锈钢中最重要的合金元素之一，成本低廉，是很强的奥氏体形成元素。由公式(1)可知，其形成奥氏体的能力了是Ni的30倍。同时由公式(2)可知，N可显著提高材料的PREN值，从而有利于提高双相不锈钢钢的耐蚀性。此外，N也是保证双相不锈钢焊接性能的关键元素。但是N含量的提高会造成冶炼难度增加，热加工性下降。

Mn是低成本的合金元素，但Mn对双相不锈钢耐腐蚀性能有不利影响，如公式(2)所示，即每添加1％的锰，将使合金PREN值降低1。如果要保证材料的优良的耐腐蚀性能，必须控制其含量。Mn影响耐点蚀性的原因在于锰和硫形成MnS，或随着钢中锰量增加，MnS中的含铬量降低，所引起的MnS夹杂在腐蚀介质中的溶解，常常成为点蚀、缝隙腐蚀的起始点。

Cu也是奥氏体形成元素，但Cu的奥氏体形成能力只有镍的1/4。Cu很重要的一个作用是稳定奥氏体，降低加工硬化倾向，从而提高不锈钢的塑性。但是，双相不锈钢中Cu含量过高会导致热加工性下降。

从第一代到第三代双相不锈钢，包括现有的经济型双相不锈钢，都是高合金成分体系。合金含量高导致双相不锈钢中奥氏体的稳定性非常高。在从高温冷却至低温的过程中不发生马氏体相变，而在变形过程中也几乎没有马氏体产生。以M_s与Md_30/50来评价奥氏体的稳定性，其经典的表达式如式(3)与式(4)所示。M_s为即冷却过程中奥氏体向马氏体转变的开始温度点，而Md_30/50为即变形过程中奥氏体向马氏体转变的温度点。

M_s＝1305-61.6Ni％-41.7Cr％-33.3Mn％-27.8Si％-1667(C+N)％      (3)

Md_30/50＝580-520C％-2Si％-16Mn％-16Cr％-23Ni％-300N％-26Cu％-10Mo％      (4)

所有的双相不锈钢的M_s点都很低，均在-200℃以下，若考虑到合金元素C、N在奥氏体内的偏聚，M_s点更低。因此材料在从高温冷却至室温的过程中，都不形成马氏体。而迄今为止所有的双相不锈钢的Md_30/50温度点都在40以下，因此，在室温变形过程中几乎不产生或仅产生微量的马氏体。

当双相不锈钢中的合金含量降低时，Md_30/50将上升。如果通过合金成分的调整将Md_30/50温度控制在合适的范围，变形过程中双相不锈钢中的奥氏体将会向马氏体转变，从而发生TRIP(相变诱导塑性)效应，显著双相不锈钢的塑性。相反，如果Md_30/50过高或过低，反而对双相不锈钢的塑性不利。TRIP效应虽然是一种常用的提高合金塑性的机理，但在现有的双相不锈钢专利中均未涉及。

中国专利CN101090988通过适当的1.5-4.5％Mn代替Ni，同时添加0.15-0.25％的N以及0.5-2.5％的Mo，使得耐蚀性达到316L的水平。专利EP1867748A1为提高耐蚀性，将N含量提高至0.16-0.28％之间，同时将Cr含量提高至21％以上，Mn含量则控制在2％以下，因此尽管Mo含量较低，其耐蚀性仍然能达到316L的水平。美国专利US4798635则进一步提高Cr含量，采用较低的N含量，从而达到良好的耐腐蚀性能。为进一步提高耐蚀性能，需要进一步提高Mo含量。专利WO2010/070202将Mo含量提高至0.5-2.5％，同时将Cr含量提高至23％以上，N含量提高至0.2％-0.35％，其耐蚀性能达到317L水平；美国专利US6551420B1则将Mo含量提高至1.4-2.5，同时N含量控制在0.14-0.35％，其耐腐蚀性能也能达到317的水平。

但是迄今为止，还未有专利在保持较高耐腐蚀性能的同时，获得较高的塑性。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有高塑性与高耐蚀性的双相不锈钢及其制造方法，在Ni、Mo等贵金属含量较低的情况下，具有优异的耐腐蚀性能以及优良的塑性，其CPT大于25℃，延伸率大于40％；本发明双相不锈钢可大量应用热交换器、水箱等领域，部分取代高成本的S31600奥氏体不锈钢。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明通过以N取代Ni从而降低成本，同时调整Cr、Mo的含量，将Mo含量控制在1.5～3.5％，Cr含量控制在18-20.5％，N含量控制在0.1-0.18％，并降低Mn含量，以保证PREN值(Cr％+3.3Mo％+30N％-Mn％)在30～35，从而使CPT高于25℃；为使钢具有优异的耐腐蚀性能，通过合金总量控制来调整Md_30/50温度，从而具有更高的塑性，将Md_30/50控制在60～100℃，从而产生相变诱导塑性效应，延伸率(薄板)达到40％以上。因此可以应用于对材料塑性及耐蚀性有较高要求的领域，如热交换器、水箱等，从而取代含10％镍的S316L奥氏体不锈钢以及更昂贵的317L奥氏体不锈钢。

具体的，本发明的一种具有高塑性与高耐蚀性的双相不锈钢，其化学成分重量百分比为：C0.01～0.06％，Si0.1～1.0％，Mn0.1～1.0％，Cr18.0～20.5％，Ni2.0～4.0％，N0.1～0.18％，Mo1.5～3.5％，Cu0～1.0％，其余为Fe和不可避免的杂质；且，PREN＝30～35，PREN＝Cr％+3.3Mo％+30N％-Mn％；Md_30/50＝60～100℃，Md_30/50＝580-520C％-2Si％-16Mn％-16Cr％-23Ni％-300N％-26Cu％-10Mo％，不锈钢由铁素体与奥氏体两相组成，其中奥氏体的含量体积比为40％～60％之间。

进一步，还包括W和B中一种以上，W≤0.5％，B≤0.02％，以重量百分比计。

在本发明钢成分设计中：

碳  碳是强奥氏体形成元素，从公式(1)可知，其奥氏体形成作用相当于Ni的30倍，因此一定程度上可以取代Ni，促进奥氏体组织的形成。此外，从公式(3)、(4)可知，碳是很强的奥氏体稳定元素，可抑制奥氏体的相变。但是当碳含量过高时，碳与铬结合后在晶界形成富铬碳化物，导致晶间腐蚀。尤其是在焊接过程中，碳化物迅速析出，将导致焊接区的耐腐蚀性能与力学性能显著下降。过低的碳含量将增加制备过程中的难度和成本。因此，本发明钢中设计碳含量为0.01～0.06％。

硅  硅是钢铁中通常含有的元素，因为硅是熔炼过程中是很好的脱氧元素，因此一般双相钢中含有0.1％以上的硅。在双相不锈钢中，硅是铁素体形成和稳定元素，硅含量过高会导致与之相匹配的镍当量提高，增加成本。更重要的是，硅会加速金属间相的析出，对于制造和使用过程不利。因此，本发明钢中设计硅含量为0.1～1.0％。

锰是一种相对较弱的奥氏体形成和稳定元素，可以利用锰一定程度上取代镍，此外锰的添加可以显著提高氮的溶解度，因此经济型双相不锈钢通常含有较高的Mn。但是锰对不锈钢的耐腐蚀性的影响基本上都是负面的。根据不锈钢耐点腐蚀性能的经验公式(2)，每添加1％的锰，将使合金PREN值降低1，相当于抵消了添加0.3％的Mo或1％的Cr对耐点蚀性能的提高。为提高材料的耐腐蚀性能，本发明钢中重点控制Mn含量为0.1％～<1.0％。

铬  铬是不锈钢获得耐腐蚀性能的最重要元素，也是一种铁素体形成元素，同时可稳定奥氏体，因此Cr是双相不锈钢中最重要的合金元素。对双相不锈钢而言，当铬含量较低时，耐蚀性将下降，同时有可能出现马氏体相，对力学与耐腐蚀性能均不利，因此本发明Cr含量最低控制为18.0％。但当铬含量过高时，不但会增加金属间相、碳化物和氮化物的析出倾向，而且为获得双相组织，会增加奥氏体形成元素含量，从而增加成本并使得奥氏体难于发生马氏体转变。因此本发明钢中Cr含量最高控制在20.5％。

氮  氮元素是现代双相不锈钢中不可或缺的重要元素。首先N是一种形成和稳定奥氏体相的元素。在奥氏体当量计算公式(1)中，氮的奥氏体形成能力是镍的30倍。根据公式(3)和公式(4)，氮也是一种很强的奥氏体稳定元素。此外，氮可以提高奥氏体相的耐腐蚀性能，尤其是耐点腐蚀性能和耐缝隙腐蚀性能，在PREN值的计算公式(2)，其耐点蚀当量是铬的30倍。但是氮含量过高时，将增大氮化物形成的风险，降低材料的韧性和耐蚀性。同时高的氮含量会提高熔炼和热加工的难度，导致难以在现有产线上进行生产。因此，本发明钢中氮含量控制在0.1～0.18％。

钼钼非常有利于提高钢的耐腐蚀性能，尤其是在与铬复合作用的情况下。根据RREN值计算公式(2)，其耐点蚀当量是铬的3.3倍。其机理是稳定钝化膜及促进铬元素在钝化膜中的富集。为保证材料优异的耐腐蚀性能，将Mo含量控制在1.5％以上。但是钼含量过高将导致脆性金属间相的加速析出，同时增加合金成本。此外，Mo含量过高会提高材料的强度，降低材料的塑性，尤其是铁素体的塑性，因此本发明钢中的钼含量控制在3.5％以下。

铜铜是一种较弱的奥氏体形成元素，可以替代部分镍。铜的加入可以提高双相钢在还原性酸中的耐腐蚀性，同时有利于提高耐缝隙腐蚀性能。更为重要的是，Cu是稳定奥氏体的合金元素，可以降低奥氏体的冷加工硬化速率，从而提高材料的塑性；此外，Cu也可以一定程度上提高铁素体组织的塑性。因此，本发明中须添加一定量的Cu。但是铜含量过高时不利于热加工性能。因此本发明钢中Cu含量控制在1.0％以下。

钨钨是本发明中可选元素之一。钨在双相钢中的作用与钼相似，可以提高钢的耐腐蚀性能。钨还可以降低奥氏体/铁素体相界面的活性，抑制金属间相的形成。但是钨含量过高时反而促进金属间相生成。因此本发明钢中钨含量控制在0.5％以下。

硼硼也是本发明的可选元素之一。硼的加入主要是为提高双相不锈钢的热加工性能。但B含量过高会导致双相不锈钢中形成B的化合物，严重降低材料的塑性和韧性。因此本发明中B含量控制在0.02％以下。

本发明的一种具有高塑性与高耐蚀性的双相不锈钢的制造方法，包括以下步骤：

1)冶炼

按如下重量百分比冶炼：C0.01～0.06％，Si0.1～1.0％，Mn0.1～1.0％，Cr18.0～20.5％，Ni2.0～4.0％，N0.1～0.18％，Mo1.5～3.5％，Cu0～1.0％，其余为Fe和不可避免的杂质；PREN＝30～35，Md_30/50＝60～100℃；冶炼方法可选择真空感应冶炼，电炉－氩氧脱碳AOD或电炉－氩氧脱碳AOD－炉外精炼LF炉冶炼；

2)将钢液进行模铸或连铸，模铸时控制过热度为20～50℃；或采用连铸方法，避免氮的逸出，连铸时控制过热度为20～50℃，板坯拉速为0.8～2m/min；

3)将模铸坯或连铸板坯放入加热炉中加热到1100～1250℃并保温后，在锻造生产线或热轧机组上加工至所需规格，然后进行退火或退火酸洗，其退火温度控制在1030～1130℃。

进一步，双相不锈钢还包括W和B中一种以上，W≤0.5％，B≤0.02％，以重量百分比计。

又，步骤3)后进一步将热轧退火后卷、板在冷轧机组加工至厚度小于2mm，然后进行退火酸洗或光亮退火，退火温度控制在1030～1130℃。

在冷加工过程中，材料会产生一定的形变马氏体，马氏体含量较高时会导致加工困难、边裂等缺陷。为保证材料顺利加工及在加工后的性能，在较低温度对其进行马氏体逆转变退火，从而消除冷加工过程中产生的马氏体。

对最相关专利分析可以看出，现有双相不锈钢的发展以经济型双相不锈钢为代表，通常以Cr、Mn、Ni、N等为主加元素，通过部分Mn和N取代Ni。为获得较高的耐蚀性，必须提高Cr、Mo、N的含量。

中国专利CN101090988通过适当的1.5-4.5％Mn代替Ni，同时添加0.15-0.25％的N以及0.5-2.5％的Mo，使得耐蚀性达到316L的水平。

欧洲专利EP1867748A1为提高耐蚀性，将N含量提高至0.16-0.28％之间，同时将Cr含量提高至21％以上，Mn含量则控制在2％以下，因此尽管Mo含量较低，其耐蚀性仍然能达到316L的水平。

美国专利US4798635则进一步提高Cr含量，采用较低的N含量，从而达到良好的耐腐蚀性能。为进一步提高耐蚀性能，需要进一步提高Mo含量。

专利WO2010/070202将Mo含量提高至0.5-2.5％，同时将Cr含量提高至23％以上，N含量提高至0.2％-0.35％，其耐蚀性能达到317L水平。

美国专利US6551420B1则将Mo含量提高至1.4-2.5，同时N含量控制在0.14-0.35％，其耐腐蚀性能也能达到317的水平。但是迄今为止，还没有专利在保持较高耐腐蚀性能的同时，获得较高的塑性。

本发明为保证合金的耐腐蚀性能，将Mo含量控制在1.5～4.0％，Cr含量控制在18-20.5％，N含量控制在0.1-0.18％，并降低Mn含量，以保证PREN值(Cr％+3.3Mo％+30N％-Mn％)在30～35，从而使点蚀电位高于400mv；重点在于为提高材料的塑性，将材料的Md_30/50(580-520C％-2Si％-16Mn％-16Cr％-23Ni％-300N％-26Cu％-10Mo％)控制在60～100℃，从而产生相变诱导塑性效应，延伸率(薄板)达到40％以上。

本发明与现有技术相比，具有以下优点和积极效果：

(1)将Mn含量控制到0.1～1.0％，降低过高的锰对耐腐蚀性能的不利影响；将Cr含量控制在18.0～20.5％，并将Mo含量提高至1.5％以上，将氮含量控制在0.1～0.18％，保证由公式(2)定义的PREN值在30～35之间，从而确保材料具有优异的耐腐蚀性能，尤其是耐点蚀性能。其CPT可达到25℃以上；

(2)重点是对合金元素的总量进行控制，使得按公式(4)定义的Md_30/50在60～100℃，从而利用奥氏体相向马氏体相的转变，产生较已有双相不锈钢更高的塑性；其冷轧薄板的延伸率可达到40％以上；

(3)本发明双相不锈钢可利用现有的不锈钢产线批量生产，具体制备方法为经真空感应炉、电炉-AOD炉冶炼或电炉-AOD-LF炉冶炼后浇铸，在模铸时控制过热度为20～50℃左右，并配合快速冷却，或采用冷速较快的连铸方法，避免氮的逸出，连铸时控制过热度为20～50℃，板坯拉速为0.8～2m/min。因材料具有较好的热塑性和冷加工性能，可进行热轧和冷轧卷、板等的生产。热轧与冷轧的退火温度控制在1030～1130℃之间。材料在冷轧过程中将产生形变马氏体，为避免产生质量缺陷，可在冷轧中间过程采取马氏体逆相变退火处理，退火温度为300-700℃之间。

附图说明

图1为本发明实施例1合金金相组织照片。

图2为本发明实施例2合金进行拉伸变形过程中马氏体含量的变化示意图。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

本发明实施例以电炉-AOD-连铸-热轧-退火酸洗-冷轧-退火酸洗的生产流程为例：将铬铁、镍铁以及废钢等加入电炉，与铁水一起熔化，随后将钢液倒入AOD炉，在AOD炉内进行脱C、脱O、脱S和增N、控N的吹炼，当冶炼成分达到要求时，将钢液倒入中间包，并在立弯式连铸机上进行浇铸。连铸的过热度为20～50℃，板坯拉速为0.8～2m/min。将连铸板坯放入加热炉加热到1100～1250℃，在热连轧机组上轧制到所需厚度后卷取。然后进行连续退火酸洗，退火温度控制在1030-1150℃，从而获得接近1：1的铁素体-奥氏体双相结构的组织与无氧化皮表面。最后将热轧退火后的钢卷冷轧至1.2mm厚，再进行退火及酸洗，以获得高质量的表面与理想的组织。在冷轧过程中因为会产生形变马氏体，因此在进行大压下冷轧时，冷轧中间过程需进行马氏体逆相变退火处理。退火温度为300-700℃，从而消除产生边裂以及表面缺陷的风险。冷轧完成后，为保证材料的性能，须进行退火处理，退火温度为1030～1150℃。

表1所示为依发明实施的合金的化学成分，表1同时给出了作为对比例的目前已开发的双相不锈钢S32304，以及希望用本发明钢种在部分领域进行替代的S31600奥氏体不锈钢的化学成分。

实施例1的合金的金相组织如图1所示。将试样打磨并抛光后进行电解腐蚀，腐蚀剂为40Gkoh+100mlH₂O，腐蚀电流0.3～0.8A/cm²，最后在金相显微镜下通过定量金相法对奥氏体比例进行分析。图中黑色组织为铁素体，白色组织为奥氏体，奥氏体相约占48％。

实施例2拉伸过程中组织中马氏体含量的变化如图2所示。拉伸试样按JIS-13B标准制造，在MTS-810拉伸机上依照GB/T228-2007拉伸，拉伸至预定的变形量后即停止并卸载，然后通过磁性仪测量拉伸前后磁性的变化，以此来确认拉伸过程中是否产生马氏体并大致确认马氏体含量的多少。图2说明在拉伸变形的过程中，部分奥氏体发生相变，生成了形变马氏体，这是导致其塑性提高的关键原因。

表1          单位：重量百分比

表2

表1为本发明的实施例，其延伸率按照GB/T228-2007测得，CPT按照GB/T17899-1999测得。由于控制较低Mn含量，特别提高了Mo含量，合金获得了优异的耐腐蚀性能，CPT达到25℃以上；由于整了Ni、N、Mn、Cr等合金元素的总量，将材料的Md_30/50点控制在60～100℃之间，从而使材料产生相变诱导塑性效应，显著提高乐材料的塑性，其薄板延伸率相对于S32304以及S31600，提高25％以上。

值得指出的是，给出的实施例不能理解为对本发明保护范围的限制，该领域的技术熟练人员根据上述本发明的内容对本发明作出的一些非本质的改进和调整仍应属于本发明保护范围。

Claims (5)

1.一种具有高塑性及高耐蚀性的双相不锈钢，其化学成分重量百分比为：C0.01～0.06％，Si0.1～1.0％，Mn0.1～1.0％，Cr18.0～20.5％，Ni2.0～4.0％，N0.1～0.18％，Mo1.5～3.5％，Cu0～1.0％，其余为Fe和不可避免的杂质；且，PREN＝30～35，PREN＝Cr％+3.3Mo％+30N％-Mn％；Md_30/50＝60～100℃，Md_30/50＝580-520C％-2Si％-16Mn％-16Cr％-23Ni％-300N％-26Cu％-10Mo％，不锈钢由铁素体与奥氏体两相组成，其中奥氏体的含量体积比为40％～60％。

2.如权利要求1所述的具有高塑性与高耐蚀性的双相不锈钢，其特征是，还包括W和B中一种以上，W≤0.5％，B≤0.02％，以重量百分比计。

3.一种具有高塑性与高耐蚀性的双相不锈钢的制造方法，其特征是，包括以下步骤：

1)冶炼

按如下成分重量百分比冶炼：C0.01～0.06％，Si0.1～1.0％，Mn0.1～1.0％，Cr18.0～20.5％，Ni2.0～4.0％，N0.1～0.18％，Mo1.5～3.5％，Cu0～1.0％，其余为Fe和不可避免的杂质；PREN＝30～35，Md_30/50＝60～100℃；冶炼方法选择真空感应冶炼，电炉－氩氧脱碳AOD或电炉－氩氧脱碳AOD－炉外精炼LF炉冶炼；

2)将钢液进行模铸或连铸，模铸时控制过热度为20～50℃；或采用连铸方法，连铸时控制过热度为20～50℃，板坯拉速为0.8～2m/min；

3)将模铸坯或连铸板坯放入加热炉中加热到1100～1250℃并保温，在锻造生产线或热轧机组上加工至所需规格，然后进行退火或退火酸洗，其退火温度控制在1030～1130℃。

4.如权利要求3所述的具有高塑性与高耐蚀性的双相不锈钢的制造方法，其特征是，双相不锈钢还包括W和B中一种以上，W≤0.5％，B≤0.02％，以重量百分比计。

5.如权利要求3所述的具有高塑性与高耐蚀性的双相不锈钢的制造方法，其特征是，步骤3)后进一步将热轧退火后卷、板在冷轧机组加工至厚度小于2mm，然后进行退火酸洗或光亮退火，退火温度控制在1030～1130℃。