CN1088122C - 无皱纹状变形的铁素体铬合金钢 - Google Patents

无皱纹状变形的铁素体铬合金钢 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种铁素体非皱纹状变形的不锈钢及其生产方法。除了含有控制量的铝之外还含有足够量的钛和氮的铬合金钢熔体被铸成铸锭，或连铸成带钢或扁坯，该铸锭、带钢或扁坯具有基本上没有柱状晶粒的铸态细等轴晶粒结构。该铸态钢含有0.08%(重量)C，至少8%(重量)Cr，至多1.5%(重量)Mn，＜0.030%(重量)Al，≤0.05%(重量)N，≤1.5%(重量)Si，＜2.0%(重量)Ni，其余量为Fe和残留元素。优选地，Ti≥0.10%，并被控制，以至比率(Ti×N)/Al≥0.14，和(Ti/48)/[(C/12)+(N/14)]＞1.5。不需研磨连铸扁坯表面，就可由该扁坯制成热加工薄板。可将热加工薄板除鳞、冷轧到最终厚度，并再结晶退火。为了得到基本上没有皱纹状变形并具有高的可成形性的退火薄板，不需要在冷轧前将热加工薄板退火。

Description

无皱纹状变形的铁素体铬合金钢
本发明涉及由熔体生成的铁素体铬合金钢，而该熔体具有铸态细等轴晶粒结构。更具体地，本发明涉及由熔体生成的铁素体铬合金钢，该熔体除含有可控制量的铝之外，还含有足够量的钛和氮，以便形成小的氧化钛包体，为生成铸态等轴晶粒提供所必需的晶核。由具有这种等轴铸造晶粒结构的钢制成的热加工薄板特别适合于生产冷轧再结晶退火薄板，这种薄板具有出色的无皱纹状变形特性和拉伸可成形性，甚至不经过热带材退火或中间退火也是如此。
对于高的可成形性铁素体不锈钢来说，除了具有高塑性应变比外，还希望使称之“起皱纹”、“起折”或“起棱”现象减到最少。与奥氏体不锈钢不同，冷轧再结晶退火的铁素体不锈薄钢板在冷成型成一种部件后，在其表面上可能出现难看的皱纹状变形。皱纹状变形以出现皱纹、凹槽或轧波纹为特征，这些皱纹、凹槽或轧波平行于薄板的轧制方向。这个缺点不仅有碍于薄板表观，而且还造成次品和拉伸可成形性。
铁素体铬合金钢，具体地如409和439型不锈钢之类的亚平衡铁素体铬合金钢，不管它们是否被连铸成厚度为50-200毫米的扁坯或厚度2-10毫米的带钢，它们都典型地具有铸态大柱状晶粒。这些大柱状晶粒具有近似于面心立方(cube-on-face)结晶结构，该结构导致在各种制造应用中所使用的成品冷轧退火薄板具有非常不希望有的皱纹状变形特征。由这种皱纹状变形造成的表面外观对于如容器、汽车内部装璜、排气管和尾部锥管、冲压回气管、滤油器等之类的外露成形部件是很难采用的。皱纹状变形使薄板在成形后的表面外观粗糙不平，而这种皱纹状变形归因于在冷轧和退火后，由铸态钢中开始存在的柱状晶粒结构所造成的大的不均匀或“带状”晶粒结构。
为了使出现的皱纹状变形减到最少，可在冷轧之前使热轧薄板退火，这样需要额外的费用。这种热轧铁素体不锈钢的附加退火步骤还导致由较低的平均应变比即Rm引起的可成形性降低，更低的平均应变比降低了深拉延性。冷轧前退火的热轧薄板必须被冷轧至少70％，以弥补在最终退火之前由热带材退火所造成的Rm损失。
许多年来，人们进行了大量努力，采用改变铁素体不锈钢合金组成除去皱纹状变形，省去上述加工的需要和费用。人们知道铁素体不锈钢中的皱纹状变形主要在热轧过程中产生。曾试图通过控制熔体的化学组成和化学性质，例如一种或多种C、N、O、S、P杂质，在铸锭中形成一种细等轴晶粒结构，或者通过使用更低的热轧温度，例如950-1100℃，改善晶粒结构，以使皱纹状变形减到最小。在晶粒细化中化学控制使铁素体不锈钢的皱纹状变形特性已获得一些改善，因为在高温下生成的第二相，即奥氏体，它在室温下变成马氏体。但是，生成第二相是以最终产物的拉伸和焊接性能为代价的。由于需要更高的热轧能力，热轧过程中的温度控制还造成了操作困难。因此，热轧薄板厚度必须更大一些。那么在至少两段中，热轧之后必须接着冷轧，而在两次冷轧之间有第二次中间退火。
US5 769 152专利已认识到在连铸不锈钢时不希望有柱状晶粒。该专利提出采用加热温度稍超过液相线0-15℃，并在浇铸模中用电磁搅拌钢水进行浇铸钢水，能够防止生成柱状晶粒，而形成等轴晶粒。
其他人也试图通过加入一种或多种稳定元素来改变铁素体不锈钢的合金组成，以消除皱纹状变形。US4 465 525专利涉及一种具有优良的可成形性和改进的表面外观的铁素体不锈钢。该专利公开了硼量2-30ppm和铝量至少0.005％可以提高延伸率和Rm，以及减弱皱纹状变形特性。US4 515 644专利涉及一种具有改进的皱纹状变形品质的深拉铁素体不锈钢。该专利公开了加入铝、硼、钛、铌、锆和钒都能提高铁素体不锈钢的延伸率，增加Rm并提高抗皱纹状变形特性。更特别地，该专利公开了含有至少0.01％Al的铁素体不锈钢，它具有改进的抗皱纹状变形特性。US5 662 864专利涉及在严格控制Ti，C+N和N/C时具有良好皱纹状变形特性的铁素体不锈钢。该专利介绍了根据熔体中C+N的含量，通过加入Ti以生成碳氮化物而可以改进皱纹状变形特性。钢水中含有≤0.01％C，≤1.0％Mn，≤1.0％Si，9-50％Cr，≤0.07％Al，0.006≤C+N≤0.025％，N/C≥2，(Ti-2S-30)/(C+N)≤4，和TixN≤30×104。US5 505 797专利涉及具有降低的面内各向异性和优良的晶粒结构的铁素体不锈钢的生产。该专利介绍了当钢水优选地含有0.0010-0.080％C、0.10-1.50％Mn、0.10-0.80％Si、14-19％Cr和两种或两种以上0.010-0.20％Al、0.050-30％Nb、0.050-0.30％Ti和0.050-0.30％Zr时，可得到良好的皱纹状变形特性。这种钢浇铸成扁坯并热轧成厚度4毫米薄板，热轧带钢经退火、酸洗、冷轧和最后退火。将扁坯加热至1200℃，并在温度970-1150℃进行至少一次粗的热轧制道次。热轧机轧辊与热轧钢之间的摩擦力是0.3或0.3以下，压缩比是40-75％，热轧终轧温度是600-950℃。热轧钢在温度850℃退火4小时，冷轧82.5％，在温度860℃最终退火60秒。
人们知道当钛化合物的溶度积超过在液相线温度时的饱和水平，即超平衡时，对于钛稳定的不锈钢来说，在金属凝固前钛化合物是稳定的，并且TiN会沉淀。由这些超-平衡扁坯生产的薄钢板具有改善的皱纹状变形特性和可成形性。但是，当凝固时，TiN聚结成大的团块并漂浮在扁铸坯表面。这些非金属TiN团块在热轧期间成为不能接受的称作Ti-条纹的粗糙表面缺陷。必须采用费用很大的表面修整方法，如采用在扁坯热轧前研磨方法，从扁坯除去这些大的非金属团块。US4 964 926专利涉及通过生成亚平衡的钛稳定铁素体不锈钢，从而在铸造中消除非金属氧化钛和氮化钛的形成和沉淀，而得具有改进表面质量的可焊接双稳定铁素体不锈钢。该专利说明了人们曾知道通过向铁素体不锈钢单独加入铌或加铌和铜，能改进铁素体不锈钢表面的皱纹状变形特性。但是，单独加入铌带来了焊接裂纹。US4 964926专利公开了用铌稳定剂代替一部分钛稳定剂，以形成双稳定铁素体不锈钢。往铌稳定的钢加入至少0.05％钛可消除焊接裂纹。
以前的工人在冷轧前使热轧铁素体不锈钢退火以达皱纹状变形降至最低，这样牺牲了成本和可成形性。这个附加的退火步骤因降低平均Rm而减少了可成形性。并且，这种预退火的热轧钢必须有70％冷轧，以便在最终退火后得到的Rm与在冷轧前不退火热轧钢的Rm相近。这种较大百分比的冷轧通常还需要中间退火步骤。正如其他研究人员不断努力所证明的，仍渴望需要基本上没有皱纹状变形，并具有出色的深成形性特性，如高Rm、高拉伸和均匀退火晶粒结构的退火铁素体铬合金钢。还需要一种优良的深成形性铁素体不锈钢，这种不锈钢具有良好的皱纹状变形特性，它不需要热轧薄板在冷轧前退火。还需要一种优良的深成形性亚平衡铁素体不锈钢，这种不锈钢具有由热轧薄板形成的良好皱纹状变形特性，它没有表面缺陷，即氮化钛鳞和氧化钛条纹，不需要在热轧扁坯前进行表面修整连铸的扁铸坯表面。
本发明一个主要目的是提供一种优良的深可成形性和可拉伸的铁素体铬合金薄钢板，该薄板具有良好的皱纹状变形特性，不需要在冷轧前使热轧薄板退火。
本发明另一目的是提供一种优良的深可成形性和可拉伸的铁素体铬合金薄钢板，不需要在冷轧段之间有退火的多次冷轧。
本发明另一目的是由连铸扁铸坯制成铁素体铬合金薄钢板，在热轧钢扁坯之前不需要表面修整。
本发明另一目的是提供一种优良的深可成形性和可拉伸的铁素体铬合金薄钢板，该薄板具有良好的皱纹状变形特性，改进的晶粒结构和高的拉伸特性，它由热轧钢扁坯前不需要进行表面修整的连铸扁铸坯制成。
本发明的其他目的包括提供一种具有良好的皱纹状变形特性的优良的深可成形性铁素体铬合金薄钢板，它具有改进的可焊性、抗腐蚀能力和抗高温循环氧化能力。
本发明涉及铁素体铬合金钢和生产这种钢的方法，这种钢具有50％以上等轴晶粒的铸态结构。这种铸态钢用钛脱氧，并含有至多0.08％(重量)C，至少8％(重量)Cr，＜0.03％(重量)Al，至多1.50％(重量)Mn，≤0.05％(重量)N，≤1.5％(重量)Si，＜2.0％(重量)Ni，其余量为Fe和残留元素。该铸态钢被热轧成连续薄板。该薄板可除鳞、冷轧到最终的厚度，然后再结晶退火。没有必要在冷轧前使热轧薄板退火或者在多次冷轧段之间使该薄板退火，以消除最终退火薄板中的皱纹状变形。
本发明的另一个特征是Ti是≥0.10％，而Al是＜0.02％。
本发明的另一个特征是(Ti×N)/Al的比率是至少0.14。
本发明的另一个特征是Ti和N满足关系式(Ti/48)/[(C/12)+(N/14)]＞1.5，并呈亚平衡量。
本发明的另一个特征是冷轧退火薄板的Rm≥1.4，并由冷轧前不退火的热轧薄板制成。
本发明的另一个特征是铸态等轴晶粒≤3毫米。
本发明的优点包括一种高可成形的铁素体铬合金钢，它具有优良的皱纹状变形特性，生产成本较低，它不需要热轧薄板在冷轧前进行退火，不需要在多个冷轧段之间进行薄板退火，具有改进的表面质量，具有改进的可焊接性、良好的抗潮湿腐蚀性，还具有良好的抗高温循环氧化性。另一个优点是能够铸造扁坯，该扁坯不需在热轧前进行表面修整，例如研磨，以防止在热轧薄板中形成平行于轧制方向的粗糙表面缺陷，如在铸造过程中，在接近扁坯表面所生成的非金属氧化钛或者氮化钛团块型沉淀经轧制所得到的这样热轧制鳞皮和条纹。本发明的另一优点包括一种具有优良皱纹状变形特性的高可成形铁素体铬合金钢，在退火后这种合金钢具有非常均匀的晶粒结构。
本发明上述目的和其他的目的、特点和优点在研究本详细说明书和附图后将变得更明确。
图1是铁素体铬合金钢的含有100％大柱状晶粒的铸态晶粒结构照片，该合金钢具有钛与氮的积除以铝的比率为0.13，
图2是铁素体铬合金钢的含有约78％细等轴晶粒的铸态结构照片，该合金钢具有钛与氮的积除以铝的比率为0.16，
图3是铁素体铬合金钢的含有100％大柱状晶粒的铸态结构照片，该合金钢具有钛与氮的积除以铝的比率为0.13，
图4是铁素体铬合金钢的含有约84％细等轴晶粒的铸态结构照片，该合金钢具有钛与氮的积除以铝的比率为0.15，
图5是铁素体铬合金钢的含有100％大柱状晶粒的铸态结构照片，该聚合钢具有钛与氮的积除以铝的比率为0.12，
图6是铁素体铬合金钢的含有约92％细的等轴晶粒的铸态结构照片，该合金钢具有钛与氮的积除以铝的比率为0.19，
图7是铁素体铬合金钢的含有约94％大柱状晶粒的铸态结构照片，该合金钢具有钛与氮的积除以铝的比率为0.11，
图8是铁素体铬合金钢的含有约63％细的等轴晶粒的铸态结构照片，该合金钢具有钛与氮的积除以铝的比率为0.15，
图9是铁素体铬合金钢的含有100％大柱状晶粒的铸态结构照片，该合金钢具有钛与氮的积除以铝的比率为0.06，
图10是铁素体铬合金钢的含有约100％细的等轴晶粒的铸态结构照片，该合金钢具有钛与氮的积除以铝的比率为0.34，
图11是图9对比铁素体铬合金钢在冷轧和再结晶退火之后的非-均匀带状晶粒结构照片，
图12是图10铁素体铬合金钢在冷轧和再结晶退火之后的均匀细晶粒结构照片，
图13是说明由铁素体铬合金钢铸造的试验铸锭在铸态晶粒结构中等轴晶粒％(％EQ)随钛与氮的重量百分数的积除以铝的重量百分数的比率(TNA)的变化关系，和
图14是说明由铁素体铬合金钢铸造的连续扁坯在铸态晶粒结构中等轴晶粒％(％EQ)随钛与氮的重量百分数的积除以铝的重量百分数的比率(TNA)的变化关系。
本发明涉及一种由具有细等轴晶粒铸态结构的钢生产的高可成形的铁素体铬合金薄钢板。这种钢由一种熔体铸成，这种熔体除含有控制量的铝之外，还含有足够量的钛和氮，以便生成小的氧化钛包体，提供形成铸态等轴晶粒所必要的晶核，因此由这种钢生产的退火铬合金钢具有改进的皱纹状变形特性。通过形成富含小的氧化钛包体而不是大的氧化铝包体团块的铬合金亚铁熔体，能够形成含有大于50％等轴细晶粒(％EQ)的铸态晶粒结构。通过在铸态钢中避免形成大的柱状晶粒，从而使在由这种钢生产的冷轧再结晶退火的薄板中的皱纹状变形减到最少，甚至当由这种钢生产的热轧薄板在冷轧前不退火时也是如此。
铁素体铬合金钢是指含至少8％铬的钢。本发明的铁素体铬合金钢特别适用于热轧薄板、冷轧薄板、具有金属镀层的薄板和涂敷薄板。这些铁素体铬合金钢非常适用于含有10-25％Cr的AISI型400系列不锈钢，特别是含有11-13％Cr的409型不锈钢。对于本发明来说，“薄板”也应理解包括连续带材或由连续带材得到的定尺长度。
用如电弧炉(EAF)之类的熔化炉提供亚铁熔体。这种亚铁熔体可以在带有废钢、碳素钢废钢、不锈钢废钢，含有包括氧化铁、碳化铁、直接还原铁、热轧铁的物质的固体铁的熔化炉中得到，或者该熔体可在熔化炉上游的高炉中得到，或用任何其他能提供亚铁熔体的炼铁设备得到。然后，该亚铁熔体应在熔化炉中精炼，或转移到如氩-氧脱碳转炉(AOD)或真空-氧脱碳转炉(VOD)之类的精炼转炉中，接着是修整工段如钢包冶金炉(LMF)或线材供料工段。
本发明的一个重要特点是熔体精炼后的最终碳分析，并在修整期间或之后，将满足最后规格的合金加入到该熔体中，在铸造之前向该熔体中加入钛以脱氧。用钛使熔体脱氧对形成晶核构成小的氧化钛包体是必不可少的，而这种晶核对构成铸态等轴细晶粒结构是必要的。为了提供足够数量的对构成铸态等轴细晶粒结构所必需的这些晶核，该熔体优选地含有至少0.10％Ti。铝最好不作为脱氧剂加入到该精炼的熔体中，以使氧化铝包体，即氧化铝Al2O3的形成减到最少。本发明一个同样重要的特点是铸造前在熔体中有足够的钛和氮，因此形成小的氧化钛包体以提供构成铸态等轴晶粒所必需的晶核。优选地，钛与氮的积除以残余铝的比率(TNA)是至少0.14。据认为，通过将该比率控制到最少0.14，氮化钛包裹的小的氧化钛包体可在铸造前在熔体中形成，从而保证构成铸态细等轴晶粒所必需的小的成核位点。如果钢已被稳定，可以加入超过脱氧所需要的足够量的钛，即优选地＞0.10％，使其在熔体中与碳和氮结合，但是优选地低于被氮饱和所必需的量，即亚平衡，从而避免在固化前大的氮化钛包体沉淀。另一方面，一种或多种如铌、锆、钽和钒之类的稳定元素也可以加入到熔体中。因此，本发明的钢优选地在熔体中含有至少0.10％Ti，优选地至少0.005％N和优选地低于0.02％Al，因此这种钢主要用钛脱氧，同时在其熔体中小的氧化钛包体是主要的包体，即二氧化钛包体》Al2O3包体，从而提供构成铸态晶粒结构所必需的核心。
用铝而不是用钛脱氧的铁素体铬合金钢在熔体中可能具有小的包体。但是，与本发明的用钛脱氧的铁素体铬钢相比，与现有技术用铝脱氧的铁素体铬钢之间的主要区别是本发明钢熔体中的包体大部分是以氧化钛为基础的，而不是以氧化铝为基础的。我们已测定，至少50％本发明钢的包体粒度不大于1微米，并且这些包体中至少90％包体粒度不大于1.5微米。氧化钛以何种形式，即TiO、TiO2、Ti2O3、Ti3O5存在并不清楚，但是据信存在的主要包体是TiO。
铬合金亚铁钢熔体在熔化转炉或精炼转炉中精炼或与铬成合金后，将用钛脱氧，并含有至多0.08％(重量)C，至少8％(重量)Cr，至多1.5％(重量)Mn，＜0.03％(重量)Al，≤0.05％(重量)N，≤1.5％(重量)Si，＜2.0％(重量)Ni，其余量为Fe和残留元素。钛与氮的重量百分比的积除以残留铝的比率优选地是至少0.14。铬合金钢熔体可连续浇铸成薄板、薄扁坯≤140毫米，厚扁坯≤200毫米，或铸成具有由50％以上细等轴晶粒构成的铸态晶粒结构的锭。更优选地，钢熔体的钛与氮重量百分比的积除以残留铝的比率是至少0.16，更优选地至少0.23，而钢熔体浇铸形成铸态结构，其结构分别有至少80％细等轴晶粒和基本上全部细等轴晶粒。
我们已确定得到铸态等轴晶粒所必需的钛与氮的积除以残留铝的比率还与钢中铬的含量有关。据认为，对于铬含量小到8％的不锈钢来说，要达到50％以上铸态等轴晶粒所需的钛与氮的积除以残留铝的比率可以小于0.14。对于含有约11％铬的T409不锈钢来说，要达到50％以上铸态等轴晶粒所需的钛与氮的积除以残留铝的比率是至少0.14，要得到几乎100％铸态等轴晶粒所需的比率是大于0.23。对于含有至少16％高铬的T430不锈钢和含有至少17％高铬的T439不锈钢来说，表3和4已表明，要达到50％以上铸态等轴晶粒所需要的钛与氮的积除以残留铝的比率是大于0.20，为得到几乎100％铸态等轴晶粒所需的比率大于0.30。
铸钢热加工成薄板。“热加工”可理解成铸态钢将被再加热，如果需要，然后如通过热轧之类的方式被轧制成预定的厚度。如果热轧，就将钢扁坯再加热到1050-1300℃，热轧的终轧温度至少为800℃，并在≤580℃盘绕。热轧薄板，如“热带材”，可除鳞和冷轧至少40％，优选地至少50％，轧成所期望的最终薄板厚度。之后，冷轧薄板将在峰值金属温度800-1000℃再结晶退火至少1秒。本发明的一个显著优点是热加工薄板在此冷轧前不需要退火。本发明的另一个优点是仅冷轧一次就可以得到热加工薄板，从而不需要在多次冷轧之间的中间退火步骤。冷轧后接着的再结晶退火可以是连续退火或装箱退火。本发明的另一个优点是有优良的皱纹状变形特性的铬合金退火薄钢板具有非常均匀的细晶粒结构，而冷轧少到40％。
本发明的铁素体铬合金钢可以由采用多种方法生产的热加工薄板制成。该薄板能够用由钢锭制成的扁坯得到，或由连铸厚度50-200毫米的扁坯得到，将这些扁坯再加热到1050-1300℃，接着热轧，得到厚度1-6毫米的起始热加工薄板，或者该薄板能够由连铸成厚度2-10毫米的带钢热加工而成。本发明还可应用于由以下方法生产的薄板，其中，连铸扁铸坯或由铸锭制成的扁坯在有有效再加热或没有有效再热的情况下被直接送进热轧机，或者本发明还可应用于铸锭，在进一步再加热或没有进一步再加热的情况下，铸锭被热轧成具有足够温度的扁坯，它将被热轧成薄板。
本发明的一个重要特点是钛用于铸造前熔体的脱氧。用钛脱氧以保证熔体中的主要包体是使铸态等轴铁素体晶粒成核的小的氧化钛包体。熔体中钛的量最好是至少0.10％，并呈亚平衡量。更优选地，该钢熔体中的钛量应是≥0.15％，并满足关系(Ti/48)/[(C/12)+(N/14)]＞1.5。“亚平衡”是指控制钛量以使生成的钛化合物溶度积低于钢液线温度时的饱和水平，从而避免熔体中过量TiN沉淀。如果让过量TiN包体形成，TiN沉淀生长成为低密度的大团块，这些团块在连铸中漂浮在固化扁坯表面。这些非金属TiN团块在扁坯热加工过程中构成粗糙表面的缺陷。熔体中避免过量沉淀所允许的钛量与氮量呈相反的关系。在US4 964 926专利图4中对“亚平衡”最大钛量作了一般说明。取决于合金钢水中铬和氮的量，钛量必须控制在US4 964 926专利图4曲线所指示的量以下。含有约12％Cr和0.010％N的T409不锈钢可以含有至多0.26％Ti。含有约15％Cr和0.010％N的不锈钢可以含有至多0.30％Ti。含有约18％Cr和0.010％N的T439不锈钢可以含有至多0.35％Ti。对于在AOD中精炼铁素体不锈钢熔体的生产者来说，过量的氮不成问题。在AOD中精炼不锈钢时能够得到基本上低于0.010％的氮，从而能够容许钛量增加，并还是处于亚平衡状态。
为了提供形成铸态等轴铁素体晶粒所必需的成核位点，向熔体中加入钛之后必须经过足够的时间，以使铸造熔体之前形成氧化钛包体。如果在加入钛之后立即铸造熔体，铸件的铸态结构将是大的柱状晶粒。在实验室中向熔体加入钛之后5分钟以内铸成的铸锭具有大的铸态柱状晶粒，甚至当钛与氮的积除以残留铝时的比率是至少0.14时也是如此。
本发明的一个重要特点是铸造前钢中有足够量的钛和氮，以使钛与氮的积除以铝的比率足以形成氧化钛包体，该包体保证形成铸态等轴晶粒所必需的成核位点。熔体中氮的量应该是≤0.05％，优选地0.005-0.03％，而更优选地0.007-0.015％。据信被氮化钛包裹的小的氧化钛包体决定了提供形成铸态细等轴晶粒结构所必需的成核位点。据认为，通过严格控制熔体中钛和氮的量，尺寸小于1微米的足够小的氧化钛包体构成了决定细铸态等轴晶粒结构所必需的成核位点。
能够在N和亚平衡量的Ti方面控制钢合金成分，以避免在热加工薄板中生成过量TiN沉淀和Ti条坟。尽管在EAF中熔化后N浓度高达0.05％，但在AOD中氩气精炼过程中溶解N的量能降低到0.02％以下，并且如果需要的话，能降低到0.01％以下。对于任何一定的氮含量来说，通过降低加入熔体中的Ti的亚平衡量，可以避免过量TiN沉淀。另一方面，对熔体中含有预期量的Ti来说，可降低AOD中熔体中的氮量。对含有11-13％Cr和不大于0.012％N的亚平衡T409不锈钢来说，钢熔体应含有0.25％以下的Ti，以避免在熔体固化前过量TiN沉淀。对于含有16-18％Cr和不大于0.012％N的亚平衡T430和T439不锈钢来说，钢熔体应含有0.35％以下的Ti，以避免熔体固化前过量TiN沉淀。
本发明一个同样重要的特点是全部总残留铝相对于钛和氮的量进行控制或使其量最小。相对于铝量，在熔体中应该有最小的钛和氮量。我们已确定，如果钛的量特别是氮的量太低的话，即使低量铝，即不大于0.01％，也不会产生必须预先具备的等轴铸态晶粒。甚至在没有氧化铝包体的情况下，在熔体中也明显需要临界量的小的氧化钛包体沉淀，以形成构成铸态等轴晶粒结构所必需的成核位点。我们已确定钛与氮的积除以残留铝的比率最好是至少约0.14，优选地至少0.23，以确保409型不锈钢几乎100％等轴铸态晶粒。为了使熔体中所需要钛与氮的量最小，铝的量优选地是＜0.020％，较优选地≤0.013％，而更优选地降低到≤0.010％。如果在铸造前铝并不特意地立即在如脱氧之类的精炼或铸造中与熔体成合金，全部铝能够被控制或减少到0.010％以下，特别是对含有14％以下Cr的不锈钢来说更是如此。对含有高铬，即Cr≥15％的不锈钢来说，要求比率(Ti×N)/Al＞0.40以得到几乎100％铸态细等轴晶粒，向熔体中加入氮使其超过0.01％可能是必要的。铝最好作为另一种元素即钛的合金添加剂中的杂质特意加入到熔体中。最好应该避免使用含有铝杂质的钛合金添加剂。钛合金可含有多达20％Al，它可向熔体贡献总量多达0.07％的Al。通过严格控制精炼和铸造操作规程，能够获得含有＜0.020％铝的熔体。
不被理论所束缚，特别是对含有14％以下Cr的不锈钢来说，据认为应该将全部铝控制在0.03％以下，优选地0.02％以下，更优选地控制在不大于0.013％，最优选地控制在0.01％以下，以便使熔体中Al2O3包体形成最少，从而钛是主要的脱氧剂。连铸成薄扁坯或连续薄板的钢并不是本来就具有铸态细等轴晶粒结构。据信在本发明中通过严格控制铝，能够使Al2O3包体的形成降到最少。熔体中含有的Al2O3包体趋向于聚结成大团块。通过使形成氧化铝包体降到最低，可进一步认为，尺寸小于5微米，优选地不大于1.5微米，更优选地不大于1微米的氧化钛小包体成为熔体中的主要非金属包体。据认为，这些小的氧化钛包体可提供在固化过程中能形成铸态细等轴晶粒结构的成核位点。因此，用钛脱氧能确保熔体和固化的铸钢中的主要包体是小的氧化钛包体，而不是氧化铝包体，即氧化钛包体数》氧化铝包体数。
现有技术中用铝脱氧的钢在连铸中有阻塞铸口的趋势。通常需要向高铝钢中加入钙，以增加铸钢熔体中Al2O3包体的流动性，以使堵塞铸口的趋势降到最低。但是，钙通常对铸态细等轴晶粒的形成有不利影响。因此，应将钙限制在≤0.0020％。本发明一个重要优点是当铝保持在≤0.016％时，由于熔体中存在非常少量的Al2O3包体，所以不需要向低铝熔体中加入钙。熔体中含有大量的Al2O3包体能迅速地聚结在氧化铝团块中，这些氧化铝团块在连铸中可能造成铸口堵塞。
本发明钢中存在的碳量至多0.08％，优选地≤0.02％，更优选地0.0010-0.01％。如果碳超过0.08％，可成形性、腐蚀性和可焊性都将降低。因此，碳量应尽可能降低。
本发明钢中可能存在稳定碳和氮的元素，其量是至多1.0％，优选地至多0.6％，更优选地至多0.3％。如果要求稳定的钢，应该有足够量的稳定元素，以形成对达到晶粒尺寸有效的稳定碳-氮化物，以便增加不锈钢的伸张度和韧性，从而提高退火后的可成形性如深拉延性。如果稳定元素大于1.0％，钢的生产成本就会增加，而不会给钢的特性带来任何相应的好处。除了用钛来稳定之外，其他合适的稳定元素还可包括铌、锆、钽、钒或其混合物，而单独用钛是优选的。如果有第二种稳定元素与钛一起使用，例如铌，则当要求深成形性时，第二种稳定元素应该限制在不大于0.3％。高于0.3％的Nb对可成形性有不利影响。
本发明钢中存在的铬量是≥8％，优选地≥10％。如果铬量低于8％，则对钢的抗潮湿腐蚀性，例如抗汽车排气组分会有不利影响。如果铬量高于25％，钢的可成形性就会降低。
对于某些实际应用来说，可向本发明钢中加入≥5ppm的硼，优选地≥20ppm，更优选地40-60ppm。如果有至少5ppm硼，就提高了钢的耐二次加工脆化的能力，因而钢板不会在深拉延应用和多步成形应用中裂开。如果硼大于200ppm，钢的可成形性就会降低。
本发明钢中存在的氧量最好是＜100ppm。当在AOD精炼转炉和LMF合金转炉中顺序地制备钢熔体时，熔体中的氧量在10-60ppm的范围内，从而提供了非常纯的钢，它含有形成成核位点所必需的小的氧化钛包体，而成核点决定了形成细的铸态等轴晶粒结构。
本发明铬合金钢中通常存在的硅量是≤1.5％，优选地≤0.5％。铁素体不锈钢中通常存在着少量的硅，以促进铁素体相的形成。硅还可增强耐高温腐蚀能力，并提供高温强度，例如汽车排气组件。因此，熔体中的硅量应至少0.10％。硅量不应超过1.5％，否则因为钢太硬了，对延伸率有不利影响。
本发明钢中存在的锰量是至多1.5％，优选地少于0.5％。通过锰与硫化合成硫化锰，锰可改善钢的热加工性，以防止钢在热加工过程中裂开。因此，要求的锰量至少为0.1％。但是，锰是一种奥式体形成元素，它能影响铁素体相的稳定性。如果锰的量超过1.5％，对钢的稳定性和可成形性会有不利影响。
本发明钢中存在的硫量最好是≤0.015％，较优选地＜0.010％，更优选地＜0.005％。除了在热轧中带来问题之外，硫对耐潮湿腐蚀性有不利影响，特别是那些含有较低量铬的钢。因此，硫优选地应该不超过0.015％。
与锰一样，镍是一种奥式体形成元素，它影响铁素体相的稳定。因此，镍限制在≤2.0％，优选地＜1.0％。
本发明的铁素体铬合金钢还可含有如铜、钼、磷等之类的其他元素，它们既可作为有意的添加剂加入，又能作为残留元素即炼钢过程中的杂质存在。
实施例1
25kg对比铬合金亚铁熔体装入实验室真空转炉中。最终调整后，向转炉中加入合金元素，用钛使熔体脱氧。铬合金钢熔体组成是0.006％Al、0.15％Ti、0.007％C、0.26％Mn、0.36％Si、11.2％Cr、0.18％Ni和0.005％N。钛与氮的积除以铝的比率是0.125。加入钛添加剂后约23分钟，将该熔体铸成厚度和宽度分别为75毫米和150毫米的铸锭。截自不锈钢铸锭横截面试样的铸态晶粒结构示于图1中，该晶粒结构具有完全是柱状并且平均柱尺寸为3毫米的晶粒结构。该钢证明仅含有低铝，即≤0.01％，不足以形成主要是等轴晶粒的铸态结构。这种具有比率(Ti×N)/Al＜0.14的钢说明了不含有任何等轴晶粒的铸态钢晶粒结构。
实施例2
25kg本发明的铬合金亚铁熔体装入如实施例1所描述的相同实验室真空转炉中。在最终调整后，将合金元素加入到转炉中，用钛使熔体脱氧。铬合金钢熔体的组成是0.007％Al、0.28％Ti、0.008％C、0.25％Mn、0.36％Si、11.1％Cr、0.18％Ni和0.004％N。钛与氮的积除以铝的比率增加到0.16。加入钛添加剂后约17分钟，将该熔体铸成厚度和宽度分别为75毫米和150毫米的铸锭。如图2所示，截自不锈钢铸锭横截面试样的铸态晶粒结构具有约78％等轴晶粒，其平均直径为2毫米的细晶粒结构。这种具有比率(Ti×N)/Al≥0.14的钢说明了含有≥50％细等轴晶粒的铸态钢晶粒结构。
实施例3
以与实施例1相似的方式生产本发明的另一种对比铬合金亚铁熔体，其组成是0.013％Al、0.19％Ti、0.007％C、0.26％Mn、0.36％Si、11.0％Cr、0.24％Ni和0.009％N。钛与氮的积除以铝的比率是0.13。加入钛添加剂后约19分钟，将该钢熔体铸成铸锭。如图3所示，截自不锈钢铸锭的横截面试样的铸态晶粒结构具有完全是柱状，其平均柱尺寸约2毫米的晶粒结构。这种具有比率(Ti×N)/Al＜0.14的钢说明了含有＜50％等轴晶粒的铸态钢晶粒结构。
实施例4
以与实施例2相似的方式生产本发明另一种铬合金亚铁熔体，其组成是0.013％Al、0.24％Ti、0.007％C、0.26％Mn、0.37％Si、11.1％Cr、0.25％Ni和0.008％N。钛与氮的积除以铝的比率增加到0.15。在加入钛添加剂后约14分钟内，将该熔体铸成铸锭。如图4所示，截自不锈钢铸锭横截面试样的铸态结构具有约84％等轴晶粒，其平均直径尺寸约3毫米的细晶粒结构。尽管这种钢含有高含量的铝，即≥0.01％铝，如果比率(Ti×N)/Al≥0.14，这种钢表明铸态钢晶粒结构将含有≥50％细等轴晶粒。
表1汇集了上述实施例1-4的对比的和发明的409型不锈钢熔体的组成、TNA和％EQ，以及以与实施例1-4描述的相似方法制造和铸成铸锭的许多其他对比的和发明的409型不锈钢实验熔体的组分、TNA和％EQ。图13列出了这些铸锭的％EQ随TNA变化关系。图13一般地表明，对于409型不锈钢来说，为了得到含有至少50％细等轴晶粒，必需是Ti为至少0.10％，而TNA，即(Ti×N)/Al为0.14或0.14以上。
表3汇集了与实施例1-4铸锭相似的，所生产和铸造的对比的和发明的430型、439型和430Mo型高铬不锈钢熔体的其他铸态实验铸锭的组成、TNA和％EQ。表3表明为了得到含有至少50％细等轴晶粒的铸态钢晶粒结构，必需是Ti为至少0.10％，而TNA，即(Ti×N)/Al为至少0.20。明显地需要增加TNA，因为铬从表1中409型不锈钢的约11％增加到表3中430型、439型和439Mo型高铬不锈钢的1 7％或17％以上的高铬组成。
实施例5
125公吨的对比铬合金亚铁熔体被装入AOD精炼转炉中。当碳降低到最终规格后，熔体移至LMF中，其中加入最后调整合金元素。之后，该熔体用钛脱氧。该熔体最终组成是0.009％Al、0.21％Ti、0.007％C、0.26％Mn、0.32％Si、11.2％Cr、0.14％Ni和0.005％N。钛与氮的积除以铝的比率是.12。然后在约40分钟内将钢熔体移至连铸机中，连铸成厚130毫米、宽1200毫米的薄扁坯。沿该薄扁坯长度方向在中间-宽度的位置和几个其他的位置切下横截面试样。图5说明了从这块钢扁坯切下这些试样中的一个试样的典型铸态晶粒结构，该试样具有平均柱尺寸约4毫米的柱状晶粒结构。如实施例1的钢一样，这种钢表明仅具有低含量铝，即≤0.01％，不足以形成主要是等轴晶粒的铸态结构。图5说明了具有比率(Ti×N)/Al＜0.14的这种铁素体不锈钢导致不含有任何等轴晶粒的铸态钢晶粒结构。
实施例6
以与上述实施例5相似的方法生产125公吨本发明的铬合金亚铁熔体，但改变为以下组成。该熔体的组成是0.23％Ti、0.008％Al、0.010％C、0.27％Mn、0.31％Si、1 1.1％Cr、0.13％Ni和0.007％N。与实施例5不同，钛与氮的积除以铝的比率增加到0.19。然后以与上述实施例5相似的方法将钢熔体移至连铸机中，铸成薄扁坯。如图6所说明的，这种不锈钢扁坯的铸态晶粒结构是具有约84％等轴晶粒和平均尺寸为2毫米的细晶粒结构。图6说明了这种具有比率(Ti×N)/Al≥0.14的铁素体不锈钢导致含有＞50％等轴晶粒的铸态钢晶粒结构。这种钢扁坯含有的包体主要是氧化钛类。
实施例7
以与实施例5相似的方法生产另一种对比铬合金亚铁熔体。该熔体的组成是0.20％Ti、0.014％Al、0.011％C、0.28％Mn、0.31％Si、10.9％Cr、0.12％Ni和0.0087％N。与实施例5相似，钛与氮的积除以铝的比率仅为0.11。然后以与上述实施例5所描述的相似方法将钢熔体移至连铸机中，铸成薄扁坯。如图7所说明的，这种不锈钢扁坯的铸态晶粒结构具有约94％大柱状晶粒，其平均柱尺寸约5毫米。图7说明了这种具有比率(Ti×N)/Al＜0.14的铁素体不锈钢导致含有非常少的等轴晶粒的铸态钢晶粒结构。
实施例8
以与实施例6相似的方法生产另一种本发明的铬合金亚铁熔体。该熔体的组成是0.21％Ti、0.016％Al、0.006％C、0.23％Mn、0.27％Si、11.3％Cr、0.11％Ni和0.011％N。钛与氮的积除以铝的比率为0.15。然后以与上述实施例5相似的方法将钢熔体移至连铸机中，铸成薄扁坯。如图8所说明的，从这种不锈钢扁坯截下试样的铸态晶粒结构主要具有细等轴晶粒结构。图8说明了这种具有比率(Ti×N)/Al≥0.14的铁素体不锈钢导致含有63％细等轴晶粒的铸态钢晶粒结构，其晶粒尺寸为3毫米。这种钢说明了如果比率(Ti×N)/Al≥0.14，尽管钢含有高铝，铸态钢晶粒结构还可以含有≥50％细等轴晶粒。这种钢铁扁坯含有的包体主要是氧化钛类。
实施例9
以与实施例5相似的方法生产另一种对比铬合金亚铁熔体。该熔体的组成是0.18％Ti、0.022％Al、0.007％C、0.22％Mn、0.17％Si、10.6％Cr、0.14％Ni和0.010％N。钛与氮的积除以铝的比率仅为0.08。然后以与上述实施例5相似的方法将钢熔体移至连铸机中，铸成薄扁坯。如图9所说明的，这种不锈钢扁坯的铸态晶粒结构具有100％柱状的大晶粒结构，其平均柱尺寸是4毫米。图9说明了一种具有比率(Ti×N)/Al＜0.14并导致不含有任何等轴晶粒的铸态钢晶粒结构的铁素体不锈钢。
将由这种熔体铸成的扁坯再加热到1250℃，热加工成厚度3.3毫米，最终温度是800℃，在温度700℃盘绕。然后该热加工薄板除鳞、用硝酸和氢氟酸酸洗并冷轧58％至厚度1.4毫米。在冷轧前不让该热加工薄板退火。已冷轧的薄板在峰值金属温度870℃退火60秒。拉伸后，薄板的皱纹状变形特性是3-4，Rm是1.22-1.27。皱纹状变形特性为3或3以上意味着在标度0-6上皱纹状变形由中等到严重。高皱纹状变形为3或3以上，而Rm低于1.3对许多深可成形性、暴露的、铁素体不锈钢应用来说是不可接受的。这种钢的机械特性汇集在表5中。这种钢的冷轧退火晶粒结构示于图11中，这种结构具有倾向于皱纹状变形钢的不均匀“已呈带状”晶粒结构特性。这种不均匀带状晶粒结构对于要求高可成形性的暴露铁素体不锈钢应用来说是不可接受的。由具有柱状晶粒结构的扁坯生产的已退火冷轧薄板会具有严重的皱纹状变形特性，除非由这种扁坯热轧得到的薄板在冷轧前退火。
实施例10
以与实施例8相似的方法生产另一种本发明的铬合金亚铁熔体。该熔体的组成是0.19％Ti、0.005％Al、0.008％C、0.12％Mn、0.16％Si、10.7％Cr、0.13％Ni和0.011％N。钛与氮的积除以铝的比率为0.34。然后以与上述实施例5相似的方法将钢熔体移至连铸机中，铸成薄扁坯。图10说明了这种具有比率(Ti×N)/Al≥0.23的产生含有100％细等轴晶粒的铸态钢晶粒结构的铁素体不锈钢，其晶粒粒度约1毫米。这种钢扁坯含有的包体主要是氧化钛类。
将这些薄扁坯再加热到1250℃，热加工成厚度3.3毫米，最终温度是800℃，在温度700℃盘绕。热加工薄板除鳞、用硝酸和氢氟酸酸洗并冷轧58％至厚度1.4毫米。在冷轧前不让该热加工薄板退火。冷轧薄板在峰值金属温度870℃退火60秒。拉伸后，已退火薄板的皱纹状变形特性降到1，而Rm增加到1.45。皱纹状变形特性为1意味着优良的皱纹状变形特性，这种钢基本上无皱纹状变形。皱纹状变形特性为2或2以下，Rm为至少1.4对大多数深成形、暴露的铁素体不锈钢应用来说是可接受的。本发明薄板的机械特性汇集在表6中。图12示出了这种钢冷轧退火的晶粒结构，这种结构具有非常均匀的细晶粒结构。由具有细等轴晶粒结构的扁坯生产的本发明的退火冷轧薄板有优良的皱纹状变形特性，尽管热轧薄板在冷轧前没有经过退火。
实施例11
以与实施例10相似的方法生产另一种本发明的铬合金亚铁熔体。该熔体的组成是0.19％Ti、0.006％Al、0.007％C、0.13％Mn、0.31％Si、11.0％Cr、0.16％Ni和0.008％N。钛与氮的积除以铝的比率是0.24。然后以与上述实施例5相似的方法将钢熔体移至连铸机中，铸成薄扁坯。这种具有比率(Ti×N)/Al≥0.23的铁素体不锈钢产生含有100％细等轴晶粒的铸态钢结构，其晶粒尺寸约1毫米。这种钢扁坯含有的包体主要是氧化钛类。
将这些扁坯再加热到1250℃，热加工成厚度3.0毫米，最终温度800℃，在温度700℃盘绕。该热加工薄板除鳞、用硝酸和氢氟酸酸洗。将该热加工薄板冷轧53％至厚度1.4毫米。在冷轧前不让这些热加工薄板退火。冷轧的薄板在峰值金属温度940℃退火10秒。拉伸后，已退火薄板的皱纹状变形特性是1-2，而Rm是1.39-1.48。皱纹状变形特性为2意味着具有良好的皱纹状变形特性。本发明薄板的机械特性汇集在表7中。
实施例12
将另一块具有如实施例11所述组成的，厚度为130毫米的薄扁坯再加热到1250℃，热加工成厚度4.1毫米的薄板，最终温度为830℃，在温度720℃盘绕。该热加工薄板除鳞，用硝酸和氢氟酸酸洗，然后冷轧66％、76％和85％，分别相应于厚度1.4毫米、1.0毫米和0.6毫米。在冷轧前不让本发明的这些热加工薄板退火。冷轧薄板在峰值金属温度940℃退火10秒。拉伸后，退火薄板的皱纹状变形特性通常是2或更好，而Rm是1.76-1.96。Rm≥1.7被认为对于铁素体不锈钢来说是很突出的，并且认为如果该钢在冷轧前不经过退火是不可能达到的。本发明薄板的机械特性汇集在表8中。
以上的实施例5-11的对比和发明的409型不锈钢熔体的铸态扁坯的组成、TNA和％EQ，以及以与实施例5-11所述的相似方法生产和铸成扁坯的另外的对比和发明的409型不锈钢熔体的组成、TNA和％EQ汇集在表2中。图14示出了这些扁坯的％EQ随TNA的变化关系。图14一般地表明，为了得到含有大于50％细等轴晶粒的铸态钢结构，本发明的409型不锈钢要求Ti≥0.10％，TNA，即(Ti×N)/Al为0.14或0.14以上。对此例外的是Heat 980460、Heat 880459、Heat 880463、Heat980655和Heat 980687的扁坯。Heat 980655和Heat 980687出现过铸嘴阻塞问题，即过量的氧化铝包体，并导致低的中间包钢水温度，即低于1545℃的。因此，本发明的熔体最好进行连铸，其过热温度至少40℃，更优选地至少55℃，以防止大的氧化铝包体团块。在用钛使Heat 880459脱氧后，即氧化钛包体可能迁移到炉渣后，再次向Heat880459吹过量的碳。没有观察到Heat 880463有任何不寻常的现象。
与实施例5-11扁坯相似，所生产与铸造的对比和发明的430型、439型和439Mo型高铬不锈钢熔体的其他铸态扁坯的组成、TNA和％EQ汇集在表4中。表4表明，对于高铬合金钢来说，Ti为至少0.10％，而TNA，即(Ti×N)/Al为至少0.30产生铸态钢晶粒结构，该铸态钢晶粒结构通常含有超过50％的细等轴晶粒。
本发明的一个非常重要的优点涉及冷轧、再结晶退火的成品。现有技术的铁素体不锈钢不仅在外观上受到皱纹状变形的不利影响，而且还具有很差的可成形性，即低的Rm。铁素体不锈钢具有有限的可成形性的一个原因，是因为退火后的结构由不均匀或“带状的”大晶粒组成。图11说明了对比现有技术的铁素体不锈钢退火后的典型不均匀晶粒结构，该不锈钢的钛与氮的积除以铝的比率小于0.14，并具有含有＜50％等轴晶粒的铸态结构。本发明使铸态钢中形成细等轴晶粒，以至冷轧后能够总是形成细的均匀的再结晶晶粒结构。不需要在冷轧前使钢进行退火，并仅经过一次冷轧，就能够形成具有细的、均匀的再结晶晶粒结构的铁素体铬合金薄钢板。
应当理解能够对本发明进行各种各样的修改，但不会超出本发明的精神和范围。因此，应由附加的权利要求书确定本发明的保护范围。表1
                                                                                                     表1(续)
V3298 .0084 .0104 .0011 11.08     .18     ＜.01   .52   .006   .049     .25    .30     .090     .022     .030     .0015     .312   70％
V3300 .0061 .0111 .0009 11.17     .21     ＜.01   .52   .007   .050     .19    .25     .090     .022     .030     .0015     .333   70％
V3299 .0063 .0087 .0010 11.24     .18     ＜.01   .32   .004   .050     .19    .26     .090     .024     .029     .0014     .392   60％
V3297 .0051 .0066 .0011 11.27     .19     ＜.01   .52   .003   .051     .15    .20     .091     .023     .030     .0014     .418   70％
V3302 .0064 .0091 .0011 11.14     .20    ＜.01   .32   .004   .050     .19    .26     .088     .019     .029     .0014     .455   60％
V3443 .0117 .0199 .0020 11.17     .29    ＜.01   .36   .008   .061     .26    .26     .084     .025     .031   ＜.0002     .721   65％
HT#  C  N  S Cr     Ti       Cb    Si    Al    Mo      Ni     Mn      Cu      P      V      Ca      TNA   ％EQ
表2
Figure C9812544600241
表2(续)
Figure C9812544600251
表3
Figure C9812544600261
                                                                                          表4
  HT#    C    N    S   Cr    Ti    Cb    Si    Al    Mo    Ni    Mn    Cu    P    V    Sn    Ca   TNA   ％EQ
  880496   .043   .0380   .001   16.51   .13   .012   .35   .007   .06   .23   .44   .12   .026   .038   .009   .0002   0.706   92％
  880496   .043   .0380   .001   16.51   .13   .012   .35   .007   .06   .23   .44   .12   .026   .038   .009   .0002   0.706   92％
  980127   .007   .0114   .001   17.35   .35   .003   .31   .014   .07   .30   .24   .13   .024   .039   .009   .0002   0.285   100％
  980604   .017   .0117   .001   17.49   .28   .016   .27   .010   .06   .22   .24   .14   .026   .034   .010   .0002   0.328   58％
  980604   .017   .0117   .001   17.49   .28   .016   .27   .010   .06   .22   .24   .14   .026   .034   .010   .0002   0.328   75％
  980636   .016   .0108   .001   17.42   .38   .012   .31   .011   .05   .19   .22   .12   .027   .033   .011   .0002   0.373   27％
  980636   .016   .0108   .001   17.42   .38   .012   .31   .011   .05   .19   .22   .12   .027   .033   .011   .0002   0.373   62％
  880530   .010   .0104   .001   17.21   .35   .014   .31   .012   .05   .19   .28   .12   .025   .034   .012   .0002   0.303   92％
  880530   .010   .0104   .001   17.21   .35   .014   .31   .012   .05   .19   .28   .12   .025   .034   .012   .0002   0.303   92％
  880530   .010   .0104   .001   17.21   .35   .014   .31   .012   .05   .19   .28   .12   .025   .034   .012   .0002   0.303   92％
                                                   表5
            纵向拉伸                              横向拉伸YPE     0.2％YS      UTS         Elong.  RB   YPE     0.2％YS         UTS        Elong.   RB   rm   Ridging％      206MPa       402MPa      ％             ％     216MPa          422MPa      ％0.3     (21kg/mm2) (41kg/mm2) 34      63     0.3    (22kg/mm2)     (43kg/mm2) 32      63    1.24    3-4
                                                   表6
            纵向拉伸                              横向拉伸YPE     0. 2％YS    UTS          Elong.  RB  YPE     0.2％YS          UTS         Elong    RB   rm   Ridging％      206MPa       412MPa       ％            ％     216MPa           422MPa       ％0.0     (21kg/mm2) (42kg/mm2)  34      64    0.6    (22kg/mm2)      (43kg/mm2)  34      63    1.45    1
                                                   表7
            纵向拉伸                              横向拉伸YPE     0.2％YS      UTS         Elong.   RB  YPE     0.2％YS           UTS        Elong.   RB   rm   Ridging％      206MPa       402MPa       ％            ％     216MPa            412MPa      ％0.6     (21kg/mm2) (41kg/mm2)  37      64    0.6    (22kg/mm2)       (42kg/mm2) 36      63    1.43    1-2
                                                   表8
            纵向拉伸                              横向拉伸
                                                   66％冷轧YPE     0.2％YS      UTS         Elong.   RB  YPE     0.2％YS            UTS         Elong.  RB   rm   Ridging％      216MPa       402MPa       ％            ％     216MPa             402MPa       ％0.4     (22kg/mm2) (41kg/mm2)  36      64    0.9    (22kg/mm2)        (41kg/mm2)  37     64    1.76   1-2
                                                    76％冷轧0.4     216MPa       402MPa       36      65    0.5     216MPa(22kg/mm2) 402MPa       36     66    1.96   2
    (22kg/mm2) (41kg/mm2)                                          (41kg/mm2)
                                                    85％冷轧0.3     216MPa       402MPa       34       -    0.4     216MPa(22kg/mm2) 402MPa       37      -     1.92   2-3
    (22kg/mm2) (41kg/mm2)                                          (41kg/mm2)注：YPE：屈服点伸度；YS：屈服强度；UTS：极限抗拉强度；Elong：伸度；RB：以B分度表示的洛氏硬度；rm：平均应变比；Ridging：起皱纹；TNA：Ti(重量％)×N(重量％)/Al(重量％)；％EQ：等轴晶粒％

Claims (17)

1.一种具有良好皱纹状变形性质的铬合金铁素体钢，它含有≤0.08％(重量)C，8％-25％(重量)Cr，＜0.03％(重量)Al，≤1.5％(重量)Mn，≤0.05％(重量)N，≤1.5％(重量)Si，＜2.0％(重量)Ni，0.1-1.0％(重量)Ti，其余量为Fe和残留元素，该脱氧的钢产品含有粒度不大于5μm的氧化钛包体以提供＞50％等轴晶粒的铸态结构。
2.根据权利要求1所述的钢，其中N≤0.012％，Ti≤0.25％。
3.根据权利要求1所述的钢，其中等轴晶粒尺寸≤3毫米。
4.根据权利要求1所述的钢，其中Al≤0.013％。
5.根据权利要求1所述的钢，其中包括选自于铌、锆、钽和钒的第二种稳定元素。
6.一种制造铬合金薄钢板的方法，该方法包括以下步骤：
提供含有≤0.08％(重量)C，8％-25％(重量)Cr，＜0.03％(重量)Al，≤1.5％(重量)Mn，≤0.05％(重量)N，≤1.5％(重量)Si，＜2.0％(重量)Ni，其余量为Fe和残留元素的钢熔体，
用Ti使熔体脱氧，
将熔体铸成具有＞50％等轴晶粒的铸态结构的钢，
将钢热加工成薄板，
使薄板除鳞，
将薄板冷轧成最终厚度，和
使冷轧过的薄板再结晶退火，其中当制成部件时，退火薄板基本上没有皱纹状变形。
7.根据权利要求6所述的方法，其中Al＜0.020％，Ti在0.1-1.0％之间，而(Ti×N)/Al≥0.14。
8.根据权利要求7所述的方法，其中Ti≥0.15％，(Ti×N)/Al≥0.23，并满足关系式(Ti/48)/[(C/12)+(N/14)]＞1.5。
9.根据权利要求6所述的方法，其中熔体被连铸成厚度≤140毫米的薄扁坯，以及在将薄扁坯热轧成薄板前，将扁坯再加热到温度1050-1300℃的附加步骤。
10.根据权利要求6所述的方法，其中热加工薄板不经先退火而被冷轧。
11.一种根据权利要求6的方法制造的薄钢板，所述薄钢板含有0.1-1.0％的Ti，其中比率(Ti×N)/Al≥0.14，该薄板在制成部件时经再结晶退火并基本上没有皱纹状变形，而该退火薄板由热加工薄板冷轧而成。
12.根据权利要求11所述的薄钢板，其中Al＜0.02％，而铸态结构是≥60％等轴晶粒。
13.根据权利要求11所述的薄钢板，其中Al≤0.013％，铸态结构是≥80％等轴晶粒。
14.根据权利要求11所述的薄钢板，其中Al≤0.010％，比率(Ti×N)/Al≥0.23，铸态结构基本上不含柱状晶粒。
15.根据权利要求11所述的薄钢板，其中铸态钢含有氧化钛包体，大多数包体的尺寸＜1.5微米。
16.根据权利要求11所述的薄钢板，其中Cr≥16％，比率(Ti×N)/Al≥0.30。
17.根据权利要求13所述的薄钢板，其中退火薄板的Rm≥1.7。
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