CN1204285C - 不锈钢带、抑制带钢边缘开裂的方法及制造带钢的方法 - Google Patents

不锈钢带、抑制带钢边缘开裂的方法及制造带钢的方法 Download PDF

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Abstract

一种高强度高韧性的马氏体不锈钢带的化学成分按照质量百分比包括：大于0.03%而不超过0.15%的C，0.2%-2.0%的Si，不大于1.0%的Mn，不大于0.06%的P，不大于0.06%的S，2.0%-5.0%的Ni，14.0%-17.0%的Cr，大于0.03%而不超过0.10%的N，0.0010%-0.0070%的B，以及余量为铁和不可避免的杂质，所述高强度高韧性马氏体不锈钢的化学成分具有不超过-1.8的A值，其中，A值＝30(C+N)-1.5Si+0.5Mn+Ni-1.3Cr+11.8。还涉及抑制冷轧带钢边缘开裂的方法及制造这种带钢的方法。

Description

不锈钢带、抑制带钢边缘开裂 的方法及制造带钢的方法
本发明涉及适用于各种弹簧、金属垫圈、金属面具、瓣阀和钢传送带等的高强度高韧性马氏体不锈钢带以及在其生产过程中抑制冷轧带钢边缘开裂的方法和制造这种带钢的方法。
过去用于金属面具、金属垫圈和其它要求高强度的用途的不锈钢包括以下类型：
(A)通过冷轧奥氏体不锈钢而加工硬化的不锈钢如SUS301、SUS304。这种不锈钢利用了冷轧引发生成的马氏体的硬度。长期用于汽车和摩托车的发动机中的石棉垫圈目前正逐步被采用这种不锈钢的金属垫圈取代。
(B)如SUS630所代表的沉淀硬化型不锈钢。在这种不锈钢时效前，这种不锈钢的硬度低并且可加工性能出色，并且在时效后，由于沉淀硬化作用而显示出高韧性。它们也以强耐焊软化性能而著称。因此，这种不锈钢被广泛地用于需要焊接的弹簧和钢传送带。受让人已经研制出了韧性和抗扭性能更强的这类不锈钢(日本专利公开号JP-A-平 7-157850(1995)和JP-A-平 8-74006(1996))。
(C)淬火硬化型不锈钢，它在退火状态下或在压下率为百分之几的光轧后具有高强度。这种不锈钢通过利用在从奥氏体相区温度开始或从奥氏体相+铁素体相的温度区开始到正常室温的淬火过程中形成的马氏体而具有高强度。这些不锈钢不需要昂贵的沉淀硬化元素并且可以用比较少的工序制成。因此，就原材料成本和生产成本而言，它们比较便宜。由受让人研制成功的这类不锈钢包括如JP-B-昭 51-31085(1976)所述的钢带用低碳马氏体不锈钢和如JP-A-昭 63-7338(1988)所述的平面各向异性小的高延展性高强度的多相组织不锈钢。
这些属于现有技术的不锈钢具有以下缺点：
(A)类加工硬化型不锈钢需要相当强的冷加工以便形成获得高强度和高弹性所需的大量马氏体。另外，由于马氏体不容易在高加工温度下获得，所以冷加工必须低速进行以避免钢温度升高。因而，生产率低。另外，由加工引发的马氏体的生成量对钢的奥氏体稳定性很敏感。这意味着，即使在冷加工量不变的情况下，钢成分的略微改变也将使所产生的马氏体量偏离所需定值。所以，产品性能易于变化。
如以后要描述的那样，要用于缸头垫圈的且因而需要高气密性的不锈钢需要极好的弹性。例如，考虑到(A)类不锈钢如SUS301或SUS304的弹弯弹性极限Kb，即使这种不锈钢的强度通过加工硬化而提高到很高程度，在承受0.1％拉应变后的Kb0.1最多也只是650N/mm2。很难获得比这更高的弹性。时效有时候被用于使亚稳奥氏体不锈钢具有超强弹性。但人们发现，在把这种不锈钢用于其头部可能处于超过钢弹性极限的压缩应力下的气缸垫圈等时，在这种情况下的使用过程中，变形后所保持的弹性随着时效前的钢弹性强而增大。换句话说，不锈钢应该最好在时效前具有出色的弹性并且第一次通过时效赋予出色的弹性是不明智的。因此，假定在现有技术状态下，试图提高这种用于金属垫圈的不锈钢性能是不可能成功的。
(B)类沉淀硬化型不锈钢必须含有时效硬化元素如Cu、Al、Ti、Mo。通常很贵的这些元素增大了原材料成本。另外，需要设置时效炉将使设备初始费用增加。生产成本也因所需的生产工序众多而高昂。
(C)类淬火硬化型不锈钢的强度一般低于(A)、(B)类不锈钢。试图通过光轧或加入大量C或N来提高强度的努力容易降低韧性。因此，在(C)类钢中获得高强度以及良好的韧性不是一件容易的事。就本发明人所知，目前还没有生产出这两方面都成功的(C)类不锈钢。
本发明在寻求能够低成本生产弹性出色且强度和韧性都高的不锈钢的方法方面进行了深入的研究。结果总结出了以下规律，(C)类淬火硬化不锈钢仍然有发展的前景。所以，本发明的第一目的是提供一种具有可与典型的(A)类加工硬化型不锈钢SUS301媲美的高强度的并且还显示出了能满足日益严格的金属垫圈使用要求的出色的韧性和弹性的(C)累淬火硬化不锈钢。
金属垫圈用不锈钢的所需性能是特别苛酷的。它要求钢具有出色的抗疲劳性能，从而它能够承受高温、高压、残酷的震动和引擎所特有的反复的温度压力变化。它还必须具有出色的保持形状性能(形状稳定性)，从而在根据最佳密封性能而被精确加工成形后，它可以保持这种形状而不会在上述严酷的使用环境中变形。尽管出色的耐永久应变性被认为对不锈钢获得抗疲劳性和形状稳定性很重要，但目前还没有研究出耐永久应变性能出色的(C)类不锈钢，其中永久应变是指当在压力下把材料用作弹簧或垫圈时出现的永久形状变化，它例如可以通过如以后例4所述的特定的疲劳实验来测定。因此，本发明的第二目的是提供一种具有对用于金属垫圈很理想的性能的不锈钢带。
本发明人还发现，根据上述观点来生产强度提高的不锈钢遇到了原先没有经历过但需要解决的问题。确切地说，在冷轧时遇到了麻烦。当在本发明的改进型不锈钢带与传统的淬火硬化型不锈钢带之间比较冷轧所需的轧制力时，改进型不锈钢带的轧制力于其高强度成比例地明显较高。另外，改进型带钢会遇到边缘开裂问题，而边缘开裂是绝对要被克服的，因为它不仅降低了产品质量，而且在带钢产品中引起了安全问题。当出现了对后续加工有影响的边缘开裂时，唯一的选择就是用剪切机等从带钢边缘上切掉开裂段。这种修剪给生产过程增加了一个加工步骤并因而降低了生产量。因此，它导致了生产成本的大幅度提高。因而，本发明的第三目的是提供一种在生产其强度可于SUS301媲美但其韧性和弹性也很出色的不锈钢带的过程中明显抑制了冷轧带钢边缘的开裂的方法。
鉴于被分为上述(C)型淬火硬化不锈钢的马氏体不锈钢，本发明人经研究认识到了，通过调整C、N、Ni的含量并进一步控制δ铁素体含量和残余奥氏体量，可以获得其强度、韧性和弹性强于传统的淬火硬化不锈钢的、其生产率和产品性能的一致性强于加工硬化型不锈钢的并且比沉淀硬化不锈钢便宜的高强度钢。
尤其是通过进一步研究如何最佳地应用于金属垫圈，我们发现，除了调整C、N、Ni的含量外，在淬火状态下产生由不小于85％体积百分比的马氏体相构成的金属组织，这对提高(C)类钢的抗疲劳性能是很有效的。多次试验的结果表明，
确切地说，我们发现，能够满足当今要求的金属垫圈钢可以在赋予0.1％拉应变的试样被制成其弹性弯曲弹性极Kb0.1限根据JIS(日本工业标准)H3130所测地不小于700N/mm2的情况下获得。本发明人还确定了，在形成凸缘边的过程中出现微裂纹可以通过调整成分和加工条件地把均匀伸长量和抗拉强度调整到适当水平地有效得到抑制。
另一个清楚的发现是，为了在冷轧这样的钢的过程中明显抑制边缘开裂，以下措施是很重要的：1)在热轧过程中把带钢边缘部的表面粗糙度减小到绝对最低值；2)在冷轧前，降低带钢硬度；3)在冷轧前的中间退火过程中抑制碳化物和氮化物在晶界析出沉淀。为了实现上述第1)点，我们发现，作为合金元素地加入适当量的B元素并把成分调整成能够将铁素体δ量保持在预定水平下是很有效的。为了实现上述第2)点和第3)点，我们发现，严格控制在冷轧前进行的中间退火条件是很有效的。
基于上述新认识而完成了本发明。
确切地说，在第一方案中，本发明提出了一种高强度高韧性的马氏体不锈钢带，其化学成分按照质量百分比包括：大于0.03％而不超过0.15％的C，0.2％-2.0％的Si，不大于1.0％的Mn，不大于0.06％的P，不大于0.006％的S，2.0％-5.0％的Ni，14.0％-17.0％的Cr，大于0.03％而不超过0.10％的N，0.0010％-0.0070％的B，以及余量为铁和不可避免的杂质，所述高强度高韧性马氏体不锈钢带的化学成分具有由公式(1)限定的不小于-1.8的A值：
A值＝30(C+N)-1.5Si+0.5Mn+Ni-1.3Cr+11.8   ...(1)
假设，用对应于元素百分比含量的值代替公式(1)右侧的每个元素符号。
本发明所用的术语“带钢”包括“薄钢板”。
在本发明的第二方案中，根据本发明第一方案的带钢是其在所述带钢的相对横向端侧上的边缘是通过冷轧形成的边缘且它们没有长度超过1毫米的边缘裂纹的高强度高韧性马氏体不锈钢。
在第三方案中，本发明提供了一种用于金属垫圈的高强度高韧性的马氏体不锈钢带，它按照质量百分比包括：大于0.03％而不超过0.15％的C，0.2％-2.0％的Si，不大于1.0％的Mn，不大于0.06％的P，不大于0.006％的S，2.0％-5.0％的Ni，14.0％-17.0％的Cr，大于0.03％而不超过0.10％的N，0.0010％-0.0070％的B，以及余量为铁和不可避免的杂质，所述高强度高韧性马氏体不锈钢带的化学成分具有由公式(1)限定的不小于-1.8的A值：
A值＝30(C+N)-1.5Si+0.5Mn+Ni-1.3Cr+11.8  ...(1)
且所述高强度高韧性的马氏体不锈钢带含有不小于85％体积百分比的马氏体相，接受额定0.1％拉应变的所述带钢试样显示出了根据JISH3130所测的不小于700N/mm2的弹弯弹性极限Kb0.1。
Kb0.1是当永久偏差在根据JIS H3130的力矩型实验中等于0.1毫米时的弹弯弹性极限。
在本发明的第四方案中，根据第三方案的带钢还含有总量不小于2.0％质量百分比的Mo和/或Cu。
在本发明的第五方案中，根据第三或第四方案的带钢具有这样的化学成分，即其中由公式(1)限定的A值不小于-1.8。
在本发明的第六方案中，如第三方案或第四方案的带钢具有不小于0.3％的均匀伸展量。
在本发明的第七方案中，如第三方案或第四方案的带钢具有1400N/mm2-1700N/mm2的抗拉强度。
在第八方案中，本发明提出了一种抑制高强度高韧性马氏体不锈钢冷轧带钢的边缘开裂的方法，该方法被用于按照质量百分比包括以下化学成分的马氏体不锈钢热轧带钢：大于0.03％-0.15％的C，0.2％-2.0％的Si，不大于1.0％的Mn，不大于0.06％的P，不大于0.006％的S，2.0％-5.0％的Ni，14.0％-17.0％的Cr，大于0.03％-0.10％的N，0.0010％-0.0070％的B，以及余量为铁和不可避免的杂质，所述高强度高韧性马氏体不锈钢的化学成分具有由公式(1)限定的不小于-1.8的A值：
A值＝30(C+N)-1.5Si+0.5Mn+Ni-1.3Cr+11.8  ...(1)，
该方法包括：使带钢接受一个加工过程(中间退火和冷轧过程)的一个周期或多个重复周期，所述加工过程由在600℃-800℃的均热温度下对带钢进行中间退火达不超过10小时的均热时间以便把钢材硬度调整到不超过Hv380维氏硬度和随后进行的冷轧构成。
从概念上讲，“均热温度”是指一旦带钢温度在厚度方向上在加热升温过程中变均匀时由带钢保持的恒定温度。但实际上，精确确定这个温度是很困难的。此外，当带钢温度接近炉温时，升温率减慢到能够达到一个与在板带厚度方向上均匀的温度的金相没有明显不同的金相态的程度。所以，在本发明中，均热温度被定位为温度T1(℃)和T2(℃)的平均温度，即(T1+T2)/2，其中T1(℃)是这样的带钢表面温度，即带钢表面的升温率在带钢加热升温过程中不超过2℃/sec，T2(℃)是在开始冷却前随后达到的最终带钢表面温度。带钢表面温度例如可以通过点焊到带钢表面上的热电偶来测量。
从概念上讲，“均热时间”是指其中一旦带钢温度在加热升温过程中在厚度方向上变均匀后带钢保持恒定温度的时间。但在本发明中，均热时间被定义为：带钢表面的升温率在带钢加热升温过程中不超过2℃/sec的时刻与开始冷却时刻之间的时间段。“均热时间不超过10小时”是指包括其中一旦带钢表面的升温率变得不超过2℃/sec后马上开始冷却的情况(零秒均热)。
本发明的第九方案提出了一种如第八方案所述的方法，其中除了把带钢硬度调整到不超过380维氏硬度(Hv)以外，均热温度在一个使Z值在以下公式中满足≤380条件的x(℃)范围内：
Z值＝61C-6Si-7Mn-1.2Ni-4Cr-36N-7.927×10-6x3+
     1.854×10-2x2-13.74x+3663               ...(2)
假设，在公式(2)右侧的每个元素符号由一个对应于元素百分比含量的值代替并且x是均热温度(单位是℃)。
本发明的第十方案提出了一种如第八方案或第九方案所述的方法，其中在每个由中间退火和冷轧过程构成的周期内的中间退火均热时间不超过300秒。
本发明的第十一方案提出了一种如第八方案或第九方案所述的方法，其中在每次中间退火与冷轧过程的周期中的冷轧压下率不超过85％。当多次重复进行中间退火和冷轧过程时，使冷轧压下率在每个加工周期中不超过85％。但是，冷轧压下率不一定要在每个加工周期内是相同的。
本发明的第十二方案提供了一种在抑制冷轧带钢边缘开裂的同时制造高强度高韧性马氏体不锈钢带的方法，它包括：使一条根据第八方案的方法生产的并接受了如上述第八方案所述方法的中间退火和冷轧过程的冷轧带钢接受均热温度为950℃-1050℃的最终退火达不超过300秒的均热时间，而不用先使带钢在相对的横向端侧处接受边缘修剪。
在这里，最终退火是在加工过程最后进行的以便产生显示出高强度高韧性和出色的弹性的带钢的退火。均热温度和均热时间是按照与先前进行的中间退火一样的方式确定的。最终退火还包括零秒均热情况。
本发明第十三方案提供了一种如第十二方案所述的方法，其中在最终退火后，以1％-10％的压下率进行光轧。
图面简介
图1表示具有凸缘边的试样的平面图(左侧)以及凸缘边部的局部放大截面图(右侧)。
优选实施方案的说明
从在马氏体不锈钢中获得高强度高韧性以及在生产高强度带钢过程中抑制带钢边缘开裂的角度出发，本发明要求严格限定钢的化学成分。现在，说明限制钢的化学成分的原因。
C(碳)是通过固溶强化作用提高钢强度以及在抑制在高温下出现δ铁素体的重要元素。要求超过0.03％质量百分比的碳含量以便获得有效的固溶强化能力。但在碳含量超过0.15％质量百分比时，在在中间退火中析出沉淀在晶界上的碳化物(或碳化物伴生氮化物)量变得很大，以至在随后的冷轧过程中促成了边缘容易开裂。如此高的碳含量的另一个缺点是，大量奥氏体在最终退火后残留了下来，由此很难获得高强度并降低了韧性和弹性。因此，碳含量被限定为大于0.03％-0.15％质量百分比。
Si(硅)具有强大的固溶强化性能并且增强了钢基质。这种效果出现在硅含量至少为0.2％质量百分比的情况下。但当硅含量超过2.0％质量百分比时，其固溶强化作用达到饱和并且韧性和弹性降低变得引人注目起来，这是因为促成了δ铁素体相的生成。因此，硅含量最好为0.2％-2.0％质量百分比。
Mn(锰)抑制在高温区生成δ铁素体相。但当锰含量很高时，最终退火后的残余奥氏体量便得如此大，以至降低了强度和弹性。所以，锰含量最好被限定为不大于1.0％质量百分比。优选的锰含量范围为0.2％-0.6％质量百分比。
P(磷)降低韧性和耐腐蚀性能，所以磷含量越低越好。在本发明中，接近0.06％质量百分比的磷含量是可允许的。
S(硫)以硫化锰和当其含量很高时对韧性有不利影响的其它非金属夹杂物的形式存在于钢中。在热轧过程中，硫也在晶界上偏析，结果造成热轧开裂和表面粗糙化。热轧开裂问题可以通过使硫含量不超过0.01％质量百分比而得到基本上克服。但我们发现，阻止冷轧中的边缘开裂是很难在硫含量大于0.006％质量百分比的情况下实现的，这是因为不可能充分防止热轧中的表面粗糙化。所以，本发明把硫含量限定为不超过0.006％质量百分比。
Ni(镍)代替部分碳和氮，而碳、氮和镍一样是形成奥氏体的元素，通过用镍代替碳和氮而有效地防止了韧性因添加大量碳和氮而降低。镍也抑制δ铁素体相的生成。在本发明的合金体系中，要求采用至少为2.0％质量百分比的镍含量以便在铸造成足以在热轧中防止表面糙化和保持韧性的程度之后减少δ铁素体相的数量。但当镍含量超过5.0％质量百分比时，残余奥氏体量增大到造成强度降低的过高水平。尽管在这样的情况下，残余奥氏体量可以通过降低碳、氮的含量而减少，但就不可能获得高强度了，这是因为利用碳和氮的固溶强化作用不能充分地显现出来。因此，在本发明中，镍的添加量是很重要的。镍含量被限定为2.0％5.0％质量百分比。
在本发明的钢中需要有不小于14％质量百分比的Cr(铬)，以便获得出色的耐腐蚀性能。但当铬含量超过16.5％质量百分比时，在铸态中和在成品中的δ铁素体数量变大。存在一些δ铁素体不会在热轧后强烈地不利影响带钢边缘的质量和产品的弹性。但当铬含量超过17.0％质量百分比时，δ铁素体相伴生使带钢边缘的表面更粗糙，以至即使采用随后所述的中间退火条件，也很难抑制冷轧中的边缘开裂现象。希望通过调整钢成分以便抑制δ铁素体相生成地克服这个问题的尝试需要大量额外的奥氏体生成元素。由于这会在最终退火后导致大量的残余奥氏体，所以这将降低强度和弹性。因此，铬含量被限定为14.0％-17.0％质量百分比。
N(氮)和碳一样抑制δ铁素体相的出现并通过固溶强化机理提高钢的强度。另外，部分碳被氮代替以便不必夹杂大量的碳并由此避免了因碳化铬在中间退火或最终退火后的冷却过程中析出沉淀在晶界附近而造成的耐腐蚀性能降低。为了获得这些效果，需要氮含量至少为0.03％质量百分比但在氮含量超过0.10％质量百分比时，在中间退火后的冷轧过程中产生的加工硬化增强，结果提高了轧制负荷并使边缘容易开裂。另外，由于最终退火后的残余奥氏体量增大，所以不可能获得良好的强度和弹性。因此，氮含量被限定为大于0.03％-0.10％质量百分比。
在本发明中，B(硼)是抑制冷轧中边缘开裂的一个很重要的元素。在不锈钢中添加硼通常是为了提高热加工性能。但在是本发明主题的马氏体不锈钢中，加入硼以便提高热加工性能是不必要的，因为可以通过降低硫含量到不超过0.01％质量百分比来充分防止热裂。另一方面，本发明人所进行的广泛研究表明，硼表现出了其在与本发明有关的钢种中防止热轧中的表面糙化的显著作用。另外，硼也有效的抑制了硫在在中间退火过程中在晶界上偏析。本发明利用硼的这些作用来明显控制在冷轧中出现边缘裂纹。本发明人所进行的研究表明，在本发明中，需要有不少于0.0010％质量百分比的硼含量以便获得明显抑制冷轧带钢边缘开裂的效果。但当硼含量超过0.0070％时，边缘开裂抑制作用达到饱和并且因硼系析出沉淀在晶界上而引起的终产品韧性降低便得引人注目起来。所以，硼含量被设定为0.0010％-0.0070％质量百分比。
Mo(钼)和Cu(铜)是使垫圈钢具有出色的耐腐蚀性能的有效元素。但是，这些原许比较昂贵，并且当它们以超过2.0％质量百分比大量存在时，就对提高耐腐蚀性能没有进一步的帮助了，相反地还由于促进了δ铁素体和残余奥氏体的生成而降低了耐永久应变性能和抗疲劳性能。因此，当加入钼和铜时，其总量最好不超过2.0％。
本发明钢的组成元素应该不仅在上述含量范围内，而且应最好如此进行调整，即由上述公式(1)限定的A值不小于-1.8。当A值是一个与最终退火后的δ铁素体量精确相符的系数时，它也严格地对应于在铸态中的δ铁素体量。当其组成元素在上述含量范围内钢的A值至少为-1.8时，在铸态中的δ铁素体量不超过10％体积百分比。在这种情况下，热轧后的表面糙化度明显达到减轻并且也可以通过进行随后所述的中间退火来冷轧中的边缘开裂。当化学成分是这样的时候，即A值小于-1.8，钢要遇到边缘开裂的趋势加强了，并且在局部或在整个带钢边缘范围内出现了长度大于1毫米的边缘裂纹。当本发明所提出的钢种招致长度超过1毫米的边缘裂纹时，随后的加工生产率和产品重量就受到了严重影响。因此，开裂的带钢边缘部必须被切掉其宽度等于或大于最大边缘裂纹长度的一段。这明显降低了产量并提高了生产成本。所以，在本发明中，最好如此限定钢的化学成分，即由公式(1)限定的A值不小于-1.8。
现在，说明尤其适用于金属垫圈的带钢的金属组织和机械性能。
用于金属垫圈的带钢最好具有由不少于85％体积百分比的马氏体相构成的金属组织。当马氏体低于85％体积百分比时，很难连续地获得高硬度，这使得获得在当今应用场合中所需要的出色的耐永久应变性能和抗疲劳性能成为不可能。由不少于85％体积百分比马氏体构成的组织可以通过把钢的化学成分调整到上述范围内并且控制最终退火、光轧和其它生产条件来获得。除了马氏体外的其它相可以是残余奥氏体或铁素体。但是，铁素体如分布在轧制方向上的δ铁素体是不理想的，这是因为它阻碍了获得以后所述的不小于700N/mm2的弹弯弹性极限并会降低韧性。因此，分层的δ铁素体相最好不超过3.0％体积百分比。
作为机械性能，要求在赋予至少为0.1％拉应变下的弹弯弹性极限Kb0.1不小于700N/mm2。在凸缘边成型前显示出高弹弯弹性极限的钢可以在通过在凸缘边成型时由冲压工具施加拉应力而消除压缩残余应力之后显示出比凸缘边成型前低的弹弯弹性极限。当凸缘边成型后的Kb0.1小于700N/mm2时，可获得的耐永久应变性能不比传统钢如SUS301、SUS304强。因此，耐永久应变能力容易在某些应用场合中不够强。我们发现，当凸缘边成型所施加的应变被认为是拉应变时，在施加至少为0.1％拉应变情况下的弹弯弹性极限与凸缘边成型后的情况精确地相符。即使钢在热处理或光轧后显示出了至少为700N/mm2的Kb0.1，但如果Kb0.1在随后施加拉应变时降到700N/mm2以下，则它也不适用于对性能有严格要求的金属垫圈。
因此，本发明人从要用于凸缘边成型的带钢材料中收集了试样并用它们来研究各种方法以便找出一种可通用于评估带钢适用于金属垫圈的适用性的方法。结果，我们发现，当被赋予0.1％额定拉应变的带钢试样显示出遵照JIS H3030所测的不小于700N/mm2的弹弯弹性极限Kb0.1时，这种带钢可以被评定为具有良好的特性。本发明所定义的弹弯弹性极限Kb0.1就是基于这样的认识。
为了避免厚度不一致性和在凸缘边成型时生成边缘微裂纹并由此防止有关的耐永久应变性能降低和抗疲劳强度降低，最好不仅要限定Kb0.1的值，还要规定钢的成分和生产条件以便获得不小于0.3％的延伸量。不小于0.3％的均匀延伸量可以基本上通过使抗拉强度不超过1700N/mm2而在其成分落在本发明所定范围内的钢中获得。但是，抗拉强度必须不小于1400N/mm2。因此，用“抗拉强度为1400N/mm2-1700N/mm2”的规定来代替“延伸率不小于0.3％”的规定。最好同时满足“抗拉强度为1400N/mm2-1700N/mm2”和“延伸率不小于0.3％”的规定。
现在，说明中间退火。从抑制边缘开裂的角度出发，本发明的中间退火是很重要的。本发明人的研究表明，当冷轧前的带钢具有不超过Hv380的维氏硬度并且它彻底抑制了碳化物-氮化物的析出沉淀时，冷轧中的边缘开裂得到了明显抑制。在600℃-800℃的均热温度下退火最长达10小时被认为对获得析出量很小的软带钢是必不可少的。
在热轧或冷轧中引入带钢中的加工应变必须有效地被除去以便有效地软化带钢。这需要不低于600℃的均热温度。尽管提高带钢温度有助于应变消除效果，但它引起了逆转奥氏体的生成。因此，在冷却过程中出现了淬硬现象，结果提高了中间退火带钢的硬度。当均热温度超过800℃时，即使通过调整钢的成分，也很难获得不超过Hv380的硬度。因此，采用600℃-800℃的中间退火均热温度是很关键的。
本发明人在一系列中间退火实验中的经验是重现率很高地连续获得硬度不超过Hv380的带钢不总是很容易的。调查研究发现，首先，中间退火牵涉到一对相反现象，“消除应变的软化”和“淬火硬化”，其次，易出现淬硬现象是因钢的化学成分而异的。因此，为了连续地获得不超过Hv380的硬度，本发明人进行了广泛研究以便在化学成分的基础上确定中间退火条件。这最终导致了本发明人发现了由上述公式(2)限定的系数Z值。
确切地说，本发明人设想出了这样的退火条件，其中均热温度在一个使Z值在公式(2)中满足≤380的x(℃)范围内。在这些条件下，可以连续制成具有最大为Hv380的带钢。
将中间退火均热时间设定在10小时内是很重要的。当均热时间超过10小时，则碳化物-氮化物严重析出沉淀在晶界上的现象粉碎了人们希望在冷轧中抑制边缘开裂的企图，即使带钢是硬度不超过Hv380的软钢。不必为均热时间设定特定的下限。零秒均热退火就足够了。但是，在实际工业生产中对保证稳定的产品质量等有利的是，当进行连续退火时，中间退火均热时间应最好为0-300秒，更好地是0-60秒。在分批退火的情况下，0-10小时的均热时间是可行的，但最好是0-3小时。
在本发明中，冷轧中的带钢边缘开裂是过使带钢在冷轧前接受上述中间退火而得到抑制的。冷轧压下率最好保持不超过85％。如果需要，可以通过在上述条件下反复多次进行中间退火和冷轧，以便实现更大的带钢厚度压下。
在如上所述地完成中间退火和冷轧后，由于在冷轧中显著抑制了边缘开裂，所以带钢可以直接接受最终退火而不用剪去相对横向端侧的边缘。在最终退火中，带钢被加热并被保持在奥氏体单相区内以便在冷却后获得淬硬马氏体组织。由于本发明的一个重要方面就是为了在最终退火后确保强韧性，所以必须细化在马氏体组织中的原奥氏体的晶粒直径。细化可以通过将最终退火中的均热温度控制在1050℃而实现。但是，在均热温度低于950℃时，碳化物-氮化物等的持久性或析出沉淀会降低强度和韧性。因此，最终退火的均热温度最好选定为950℃-1050℃。最终退火均热时间最好被设定为不超过300秒(包括0秒)。
在最终退火后，最好进行光轧以便获得更高的强度和弹性。在研究中，本发明人发现，即使在光轧压下率如为0.5％时，也实现了强度与弹性的提高。但是，优选不小于1％的光轧压下率，这是因为性能稳定性在压下率太小时是很差的，并且当光轧压下率至少为1％时，可以获得适用于很多弹簧用途的出色的弹性。当光轧压下率超过10％时，出现了与韧性有关的问题，此外，工作效率和生产率因为提高强度的需要更高轧制力而降低了。因此，光轧最好在压下率为1％-10％的范围内进行。
例1
通过把这样的100公斤钢锭热轧而制成了4.0毫米厚的热轧带钢，即所述钢锭是通过铸造其化学成分表1所示的钢水而形成的。在表1中，A1-A8是其化学成分在本发明所规定范围内的本发明钢，B1-B9是对比钢，C1是传统的钢SUS301。在表中也列出了每种钢的A值。
表1
钢号     合金成分和含量(质量百分比) A值
  C   Si   Mn   P   S   Ni   Cr   N   B
 A1  0.079  0.48  0.19  0.028  0.0026  4.02  15.67  0.068  0.0039 -0.77
 A2  0.084  0.64  0.73  0.030  0.0034  3.51  16.04  0.081  0.0030 -1.09
 A3  0.058  0.79  0.45  0.018  0.0028  3.58  14.92  0.056  0.0043 -1.56
 A4  0.143  0.22  0.69  0.042  0.0010  2.96  16.80  0.035  0.0035 -1.73
 A5  0.097  1.95  0.48  0.019  0.0043  4.92  14.07  0.064  0.0018 0.57
 A6  0.060  1.24  0.93  0.055  0.0032  3.44  14.75  0.074  0.0067 -1.31
 A7  0.082  0.42  0.23  0.030  0.0057  3.89  15.78  0.070  0.0013 -0.78
 A8  0.033  1.70  0.37  0.031  0.0013  4.35  14.65  0.096  0.0052 -1.39
 B1  0.064  0.43  0.23  0.031  0.0023  3.97  15.86  0.054  0.0042 -1.84
 B2  0.080  0.51  0.28  0.040  0.0032  4.03  16.67  0.071  0.0029 -1.94
 B3  0.076  0.50  0.14  0.029  0.0027  3.99  15.58  0.069  0.0007 -0.79
 B4  0.158  0.38  0.34  0.018  0.0038  3.67  16.28  0.018  0.0022 -0.81
 B5  0.101  0.39  0.25  0.022  0.0066  4.04  16.50  0.063  0.0036 -1.15
 B6  0.092  0.53  0.18  0.034  0.0025  4.08  15.83  0.062  0.0077 -0.78
 B7  0.083  0.27  0.75  0.042  0.0037  3.07  14.74  0.108  0.0050 1.41
 B8  0.081  0.54  0.17  0.028  0.0029  5.12  15.17  0.075  0.0041 1.15
 B9  0.079  0.18  0.20  0.037  0.0040  1.09  17.09  0.086  0.0028 -1.55
 C1  0.118  0.51  1.08  0.026  0.0012  7.46  17.16  0.025  - -
标记：
A1-A8：本发明钢
B1-B9：对比钢
C1：现有技术钢(SUS301)
A1-A4、A7、B1-B3、B5热轧带钢被确认没有边缘裂纹，它们在740℃均热温度下中间退火达60秒并以60％的压下率进行冷轧。在每道冷轧后，检查带钢是否有边缘裂纹并且评估如下：
评估           边缘开裂
×             在压下率小于30％时，在带钢边缘观察到长度至少
               为1.0毫米的裂纹
△             在压下率为30％-60％时，在带钢边缘观察到长度
               至少为1.0毫米的裂纹
○             在压下率接近60％时，没有观察到长度至少为1.0毫米
               的裂纹
结果与各种钢的A值、铸态中的δ铁素体量、中间退火后的测量硬度一起列于表2中。铸态中的δ铁素体量是通过用光学显微镜在钢锭表面观察金属组织而确定的。
表2
   钢号     A值 铸态中的δ铁素体量(体积百分比)   中间退火后的测量硬度(Hv) 边缘开裂
    A1     -0.77     2.7     367     ○
    A2     -1.19     4.3     359     ○
    A3     -1.56     7.4     362     ○
    A4     -1.73     9.2     363     ○
    A7     -0.78     2.4     364     ○
    B1     -1.84     10.9     363     △
    B2     -1.94     13.0     360     ×
    B3     -0.79     2.5     364     △
    B5     -1.15     3.8     363     △
标记：
A1-A4，A7：本发明钢
B1-B3，B5：对比钢
如表2所示，采用其化学成分在本发明特定范围内的钢的本发明例子绝对没有冷轧压下率接近60％时遇到边缘开裂问题。相反地，其A值小于-1.8且铸态中的δ铁素体量超过10％体积百分比的B1、B2以及其B含量低于本发明特定范围的B5都在冷轧中遇到了长度至少为1.0毫米的边缘开裂问题，尽管其中间退火后的硬度与本发明例子不相上下。根据这些结果证实了，为了抑制冷轧过程中的边缘开裂：添加B是很重要的，铸态中的δ铁素体量应该通过采用其A值不小于-1.8的化学成分而不超过10％体积百分比并且S含量应该被减少到本发明的特定范围内。
例2
表1所示的A1、A4热轧带钢在各种热处理条件下接受中间退火并接受压下率为60％的冷轧，最后检查中间退火对冷轧中边缘开裂的影响。中间退火均热温度、中间退火均热时间以及中间退火后的测量硬度、Z值和每条带钢的边缘开裂状态列于表3中。边缘开裂是根据与例1相同的标准评估的。
表3
实验编号 钢号     中间退火条件 中间退火后的测量硬度(Hv) Z值 边缘开裂
均热温度(℃) 均热时间
本发明例子  R1 A1     650 60秒   308  318     ○
 R2     700   335  341     ○
 R3     720   350  353     ○
 R4     740   366  366     ○
 R5     760   379  380     ○
对比例  R6     770   389  387     △
 R7     780   393  394     △
 R8     800   406  408     ×
 R9     820   419  422     ×
本发明例子  R10     740  120秒   368  366     ○
 R11     740  300秒   370  366     ○
本发明例子  R14 A4     650 60秒   306  310     ○
 R15     700   328  332     ○
 R16     720   344  344     ○
 R17     740   359  357     ○
 R18     760   372  371     ○
 R19     770   377  378     ○
对比例  R20     780   386  385     △
 R21     800   400  399     △
 R22     820   410  413     ×
本发明例子  R31 A1     740  6小时   368  366     ○
 R32     740  8小时   369  366     ○
 R33     740  10小时   370  366     ○
对比例  R34     740  14小时   377  366     △
 R35     740  24小时   384  366     △
本发明例子  R36  A4     720  6小时   345  344     ○
 R37     770   378  378     ○
如表3所示，在中间退火均热时间不超过10小时的带钢中，那些中间退火后的测量硬度不超过Hv380的带钢在60％冷轧的情况下绝对没有遇到边缘开裂问题。相反地，那些中间退火后的测量硬度超过Hv380的带钢(R6-R9，R20-R22)招致冷边缘裂纹。其硬度超过Hv380的带钢被认为受到了淬火加工硬化，这是在中间退火中由于逆转奥氏体相生成而出现的。均热时间超过10小时(R34，R35)的带钢遇到了边缘开裂问题。这被认为是由于碳化物-氮化物因漫长的中间退火而严重析出沉积在晶界上引起的。根据这些结果证实了，使中间退火均热时间保持在10小时内并且使中间退火后的硬度保持不超过Hv380对防止冷轧中的边缘开裂是有效的。
还可以看到，当均热时间不超过10小时时，中间退火后的测量硬度和Z值相互协调一致。确切地说，已经证实了，可以通过在使Z值保持在不超过380的条件下进行中间退火的方式生产出优良的无边缘裂纹的冷轧带钢。
尽管R6(钢号A1)和R19(钢号A4)是在相同的条件下进行中间退火的，但是R6遇到了边缘开裂问题，而R19没有。出现这种不相似是因为，由于这两种带钢的化学成分不同，所以其中间退火后的硬度是不同的。因此，可以看到，其中可以获得不超过Hv380的中间退火后硬度的均热温度范围随化学成分不同而不同。因此，在确定中间退火条件时，必须仔细地考虑化学成分。从这个观点出发，由公式(2)限定的Z值作为表示均热温度对化学成分依赖的系数地对确定中间退火条件很有用。
例3
由表1所示的A1-A8、B4、B6-B9热轧带钢并通过使其在与例1相同的条件下接受中间退火和60％冷轧的方式生产出冷轧带钢。对于每种钢来说，用两种冷轧前厚度不同的带钢并通过压下率都为60％的冷轧而获得两种冷轧带钢，其中一种约厚1毫米，另一种约厚2毫米。除了最终退火均热时间保持为60秒以外，冷轧带钢在各种条件下接受最终退火和光轧。在最终退火和光轧后进行截取出性能试样。加工硬化型不锈钢C1接受退火和随后的压下率为50％的冷轧，从而生产出了2毫米和1毫米厚的冷轧带钢。从每条冷轧带钢上截取出性能试样。
所进行的性能实验是采用1毫米样品的拉伸实验以及采用2毫米样品的V形切口摆锤冲击实验、采用1毫米样品的弹弯弹性极限实验。如此切割实验所用试样，即其纵向对应于轧制方向。在室温下进行实验。在遵照JIS H3030进行的弹弯弹性极限实验中，当10mm×150mm矩形试样的永久应变变成0.1毫米时，弹弯弹性极限是根据实验仪读数算出的。实验结果列于表4中。
表4
实验编号 钢号 最终退火带钢 光轧带钢
最终退火均热温度(℃) 0.2％屈服强度(N/mm2) 抗拉强度(N/mm2) 延伸率(％) 摆锤冲击值(J/cm2) 弹簧弯曲弹性极限(N/mm2) 光轧压下率(N/mm2) 0.2％屈服强度(N/mm2) 抗拉强度(N/mm2) 延伸率(％) 摆锤冲击值(J/cm2) 弹簧弯曲弹性极限(N/mm2)
Inv     X1 A1     1010     830     1488     9.7     90     786     4.8     1470     1547     6.6     65     1405
    X2     9.3     1593     1624     5.1     54     1586
    X3     957     814     1467     8.5     83     757     5.0     1458     1531     5.8     56     1373
    X4     1045     832     1495     9.9     86     791     4.8     1486     1552     5.5     59     1406
    X5   A2     1023     814     1475     10.0     88     751     7.6     1548     1579     5.4     61     1485
    X6   A3     996     867     1514     8.3     84     765     3.7     1418     1483     7.0     70     1349
    X7   A4     1020     753     1539     7.2     76     692     5.5     1507     1585     5.6     54     1420
    X8   A5     1034     648     1414     10.4     99     523     4.2     1392     1491     7.8     72     1327
    X9   A6     989     841     1487     9.2     72     802     3.7     1383     1444     7.9     58     1319
    X10   A7     1011     832     1496     9.3     77     798     4.6     1471     1552     6.2     55     1412
    X11   A8     973     773     1422     9.7     98     689     8.1     1460     1528     6.1     59     1391
Comp     Y1 A1     1010     830     1488     9.7     90     786     11.4     1615     1657     4.6     49     1591
    Y2     939     798     1449     7.4     76     724     4.9     1439     1505     4.8     53     1338
    Y3     1068     826     1481     8.2     77     770     5.0     1456     1537     5.2     46     1394
    Y4   B4     992     720     1526     6.7     64     632     5.4     1531     1603     4.6     39     1462
    Y5   B6     1024     844     1485     9.2     78     773     8.7     1554     1610     5.4     45     1531
    Y6   B7     963     963     1548     6.5     62     842     4.4     1494     1574     4.3     36     1419
    Y7   B8     1034     576     1385     10.9     103     492     9.3     1519     1558     5.6     61     1447
    Y8   B9     1013     449     1303     14.2     136     407     9.5     1317     1436     8.3     73     1274
    Y9   C1     -     -     -     -     -     -     (50)     1422     1592     8.4     31     480
标记：
Inv：本发明例子
Comp：对比例
如表4所示，满足本发明所规定的化学成分和生产条件的带钢在最终退火后的状态下表现出了至少为640N/mm2的0.2％屈服强度、至少为1400N/mm2的抗拉强度、至少为7％的延伸率、至少为70J/cm2的摆锤冲击值以及至少为520N/mm2的弹弯弹性极限。在光轧后，它们显示出了至少为1380N/mm2的0.2％屈服强度、至少为1400N/mm2的抗拉强度、至少为5％的延伸率、至少为50J/cm2的摆锤冲击值以及至少为1300N/mm2的弹弯弹性极限。因此，它们具有出色的强度、韧性和弹性的平衡良好的组合。相反地，满足本发明所规定的化学成分、中间退火和冷轧条件但其最终退火均热温度超出本发明所规定的范围的带钢(Y2，Y3)在光轧后的延展性和韧性方面较差。满足本发明所规定的化学成分、中间退火条件、冷轧条件以及最终退火条件但是其光轧压下率超过10％的光轧带钢(Y1)因强度过度提高而在延展性和韧性方面差。
随后，参见通过其化学成分不在本发明范围内的钢生产出的带钢Y4(钢B4)，其C含量高，以及B含量高的Y5(钢B6)和Y6(钢B7)，它们的光轧后延展性或韧性差，而Ni含量高的Y7(钢B8)以及Cr含量高的Y8(钢B9)在最终退火后显示出了低的强度或弹性，这是因为在最终退火后产生了大量奥氏体。
例4
通过热轧这样的300公斤钢锭来生产250毫米、宽3.0毫米厚的热轧带钢，即通过真空铸造其化学成分如表5所示的钢而获得上述钢锭。在表5中，A21-A30是其化学成分落在本发明所规定的范围内本发明钢。B21是其化学成分超出本发明范围的对比钢。表1所示的C1(SUS301)被用作传统钢。
表5
  钢号     合金成分和含量(质量百分比)
    C   Si   Mn    P   Ni   Cr     S    N     B   Mo   Cu
    A21  0.074  0.48  0.58  0.021  4.12  15.80  0.0018  0.069  0.0031  -  -
    A22  0.082  0.29  0.37  0.043  3.76  16.20  0.00.4  0.053  0.0018  -  -
    A23  0.139  0.25  0.21  0.018  2.95  16.62  0.0009  0.049  0.0043  -  -
    A24  0.064  0.34  0.70  0.017  4.85  16.38  0.0013  0.051  0.0026  -  -
    A25  0.033  0.78  0.94  0.054  3.66  14.09  0.0051  0.095  0.0033  -  -
    A26  0.032  0.32  0.63  0.034  4.92  14.82  0.0027  0.034  0.0022  -  -
    A27  0.079  0.27  0.46  0.040  3.63  16.36  0.0028  0.059  0.0018  -  -
    A28  0.071  0.56  0.43  0.030  3.98  14.63  0.0009  0.072  0.0028  1.14  -
    A29  0.069  0.82  0.36  0.028  2.84  15.91  0.0022  0.068  0.0035  -  1.30
    A30  0.081  0.48  0.24  0.032  2.79  15.01  0.0016  0.071  0.0041  1.21  1.09
    B21  0.038  0.66  0.27  0.026  5.45  15.26  0.0023  0.063  0.0015  -  -
标记：
A21-A30：本发明钢
B21：对比钢
除C1外的所有带钢接受不超过两次的中间退火+冷轧以便获得0.200毫米-0.218毫米的冷轧带钢。带钢在1010℃左右接受最终退火而获得了退火带钢。其中一些带钢还要接受光轧。所有退火带钢和光轧带钢被调整到0.198毫米-0.201毫米厚。由于传统钢C1是加工硬化型不锈钢，所以它只在退火后接受压下率为50％的冷轧以便获得0.200毫米的光轧带钢。从每条退火带钢和光轧带钢上切下500毫米长的薄钢板并检查残余奥氏体量、δ铁素体量、马氏体量、弹弯弹性极限以及拉伸性能。
利用试样震动型磁力计来测量残余奥氏体量。δ铁素体量的测量是通过用光学显微镜放大400倍地测量在20L区所观察到的δ铁素体面积比而测定的并且把面积比的平均值定义为δ铁素体体积比。在除去残余奥氏体和δ铁素体后剩下的体积比被定义为马氏体体积比。
用于所有钢的弹性检测试样被制成符合JIS Z2201的13A试样。拉伸检测仪的十字头速度被设定为3毫米/分，试样一直被张紧，直到额定应变达到0.1％。在解除负荷后，从平行部分上截取下一块80mm×10mm的试样并用于弹性实验。遵照JIS H3130的力矩型实验对弹性检测样品进行弹弯极限实验，当永久应变变成0.1毫米时，弹弯弹性极限实验值是根据实验仪读数而算出的。在这个例子中，弹弯弹性极限被标为Kb0.1。如此切割弹性检测试样和拉伸检测试样，即其纵向对应于轧制方向。实验结果列于表6中。
表6
实验编号 钢号 受检钢的条件 光轧压下率(％) 残余奥氏体量(Vol％) δ铁素体量(Vol％) 马氏体量(Vol％) 弹簧弯曲弹性极限Kb0.1(N/mm2) 均匀伸长量(％) 抗拉强度(N/mm2)
Inv  X21  A21     SP     4.3     2.2     0     97.8     1060     1.9     1598
 X22  A21     SP     6.6     0     0     100     1130     0.5     1674
 X23  A22     AN     -     10.4     2.2     87.4     810     4.4     1509
 X24  A23     SP     2.7     11.3     0     88.7     972     3.4     1553
 X25  A24     AN     -     12.2     1.0     86.8     771     4.7     1495
 X26  A25     AN     -     2.6     0     97.4     877     3.8     1534
 X27  A28     SP     5.1     1.7     0     98.3     1092     1.6     1609
 X28  A29     AN     -     10.1     0     89.9     805     4.5     1520
 X29  A30     SP     4.3     2.9     0     97.1     1004     2.1     1603
 Comp  Y21  A21     SP     7.9     0     0     100     1183     0.2     1757
 Y22  A23     AN     -     16.8     0     83.2     688     4.9     1468
 Y23  A26     AN     -     1.8     0     98.2     623     6.5     1410
 Y24  A27     SP     1.4     10.2     3.9     85.9     612     2.6     1518
 Y25  B21     AN     -     16.0     0     84.0     665     5.9     1453
 Y26  C1     SP     49.7     35.0     0     65.0     480     3.6     1592
标记：
Inv：本发明钢
Comp：对比钢
SP：光轧
AN：退火
由表6所示实验编号X21-X29和Y21-Y26的退火带钢和光轧带钢制成的垫圈形试样反复施加应力地接受疲劳实验。在表6的第三栏中标志出带钢是退火带钢还是光轧带钢。如图1所示，如此制备每个试样，即先在150毫米见方的正方形样品的中心开设一个75毫米粗细的圆孔，接着环绕孔周边地冲压形成2.5毫米宽、0.25毫米高的凸缘边，从而具有2毫米的突起半径。5次给试样5施加近10吨的负荷，以便把凸缘边高度调整为60±1μm。接着，从无负荷状态起，逐步给凸缘边施加负荷，标注出使凸缘边高度变为20±1μm的负荷并把它定义为压负荷。更高的压负荷表示凸缘边具有更高弹性并且作为具有出色气密性能的垫圈钢地保证了高等级。评论好实验是在施加该负荷±1kN并且震动频率为40次/分的情况下进行的。当重复次数达到1百万次时，用显微镜观察凸缘边部。如果绝对没有观察到裂纹，则疲劳实验结果被评定为未破裂，如果观察到了裂纹，则实验结果被平定为破裂。另外，耐永久应变性能是根据被定义为从实验前的凸缘边高度中减去疲劳实验后的凸缘边高度之差的永久应变量而算出的。作为在三个点用聚焦显微镜观察所获的平均值地，在实验前后测量凸缘边高度。实验结果列于表7中。
表7
实验编号 压力(吨) 疲劳实验结果 疲劳实验后的永久应变量(μm)
  本发明例子     X21     2.7     未破裂     1
    X22     2.8     未破裂     0
    X23     2.4     未破裂     1
    X24     2.5     未破裂     1
    X25     2.3     未破裂     2
    X26     2.5     未破裂     1
    X27     2.7     未破裂     0
    X28     2.4     未破裂     1
    X29     2.8     未破裂     0
  对比例     Y21     2.9     破裂     6
    Y22     2.1     破裂     8
    Y23     1.7     未破裂     5
    Y24     2.0     未破裂     7
    Y25     2.2     破裂     9
    Y26     2.1     破裂     6
如表7所示，即使在1百万次压缩疲劳实验后，根据本发明生产的实验编号为X21-X29的带钢也没有遇到凸缘边部破裂的问题并且它们具有不超过2μm的小永久应变。它们显然在抗疲劳性能和耐永久应变性能方面是很出色的。由于其高压负荷，它们在气密性能方面也是很出色的。
相反地，对比例Y21的带钢尽管也是由本发明钢(A21)制成的，但是由于光轧压下率高于本发明例子X21、X22，所以它具有大于1700N/mm2的抗拉强度和差的延展性。它还在疲劳实验中招致了微裂纹和耐永久应变性能的降低。对比例Y22、Y25的带钢包括如此多的奥氏体，结果其马氏体量降到85％体积百分比以下。因此，它们的弹弯弹性极限低并且在耐永久应变性能方面不如本发明例子。如本发明例子X24所示，可以通过进行光轧以便把部分残余奥氏体转变为马氏体地克服这个难题。对比例Y23和对比例Y24的带钢显示出了低于700N/mm2的弹弯弹性极限以及较差的耐永久应变性能，这是因为对比例23的钢含有较少的C、N，而对比例Y24的带钢含有大量δ铁素体。由传统SUS301制成的Y26的带钢没有获得本发明所获得的很高的耐永久应变能力。
本发明提供了一种属于马氏体淬硬不锈钢类型的带钢，它不仅具有能够与加工硬化型不锈钢SUS301媲美的高强度，而且显示出了出众的韧性和弹性。本发明还提供了一种用于可靠地抑制随着钢硬度增大而成为问题的边缘开裂的方法，它同样消除了因修剪带钢边缘而引起的产量降低问题。因此，尽管其具有出色的性能，但本发明的高强度不锈钢的原材料成本和生产成本仍很低廉。
另外，通过在上述范围内调整金属组织和机械性能，本发明能够生产出其出色的抗疲劳性能和耐永久应变性能的水平在过去是无法达到的金属垫圈用带钢。

Claims (13)

1.一种高强度高韧性的马氏体不锈钢带，其化学成分按照质量百分比包括：大于0.03％而不超过0.15％的C，0.2％-2.0％的Si，不大于1.0％的Mn，不大于0.06％的P，不大于0.006％的S，2.0％-5.0％的Ni，14.0％-17.0％的Cr，大于0.03％而不超过0.10％的N，0.0010％-0.0070％的B，以及余量为铁和不可避免的杂质，其特征在于，所述高强度高韧性马氏体不锈钢带的化学成分具有由公式(1)限定的不小于-1.8的A值：
A值＝30(C+N)-1.5Si+0.5Mn+Ni-1.3Cr+11.8  ...(1)。
2.如权利要求1所述的高强度高韧性的马氏体不锈钢带，其特征在于，在所述带钢相对横向端侧上的边缘是通过冷轧形成的边缘，它们没有长度超过1毫米的边缘裂纹。
3.一种用于金属垫圈的高强度高韧性的马氏体不锈钢带，它按照质量百分比包括：大于0.03％而不超过0.15％的C，0.2％-2.0％的Si，不大于1.0％的Mn，不大于0.06％的P，不大于0.006％的S，2.0％-5.0％的Ni，14.0％-17.0％的Cr，大于0.03％而不超过0.10％的N，0.0010％-0.0070％的B，以及余量为铁和不可避免的杂质，其特征在于，所述高强度高韧性马氏体不锈钢带的化学成分具有由公式(1)限定的不小于-1.8的A值：
A值＝30(C+N)-1.5Si+0.5Mn+Ni-1.3Cr+11.8  ...(1)，并且所述高强度高韧性的马氏体不锈钢带含有不小于85％体积百分比的马氏体相，接受额定的0.1％拉应变的所述带钢试样显示出了根据JISH3130所测的不小于700N/mm2的弹弯弹性极限Kb0.1。
4.如权利要求3所述的高强度高韧性的马氏体不锈钢带，其特征在于，它还含有总量不小于2.0％质量百分比的Mo和/或Cu。
5.如权利要求3或4所述的高强度高韧性的马氏体不锈钢带，其特征在于，它具有这样的化学成分，其中由公式(1)限定的A值不小于-1.8：
A值＝30(C+N)-1.5Si+0.5Mn+Ni-1.3Cr+11.8  ...(1)。
6.如权利要求3或4所述的高强度高韧性的马氏体不锈钢带，其特征在于，它具有不小于0.3％的均匀伸展量。
7.如权利要求3或4所述的高强度高韧性的马氏体不锈钢带，其特征在于，它具有1400N/mm2-1700N/mm2的抗拉强度。
8.一种抑制高强度高韧性马氏体不锈钢冷轧带钢的边缘开裂的方法，该方法被用于按照质量百分比包括以下化学成分的马氏体不锈钢热轧带钢：大于0.03％而不超过0.15％的C，0.2％-2.0％的Si，不大于1.0％的Mn，不大于0.06％的P，不大于0.006％的S，2.0％-5.0％的Ni，14.0％-17.0％的Cr，大于0.03％而不超过0.10％的N，0.0010％-0.0070％的B，以及余量为铁和不可避免的杂质，所述高强度高韧性马氏体不锈钢的化学成分具有由公式(1)限定的不小于-1.8的A值：
A值＝30(C+N)-1.5Si+0.5Mn+Ni-1.3Cr+11.8  ...(1)，
该方法包括：使带钢接受一个加工过程的一个周期或多个重复周期，所述加工过程由在600℃-800℃的均热温度下对带钢进行中间退火达不超过10小时的均热时间以便把钢材硬度调整到不超过Hv380维氏硬度和随后进行的冷轧构成。
9.一种如权利要求8所述的抑制高强度高韧性马氏体不锈钢冷轧带钢的边缘开裂的方法，其中的均热温度在一个使Z值在公式(2)中满足≤380条件的x范围内：
Z值＝61C-6Si-7Mn-1.3Ni-4Cr-36N-7.927×10-6x3+
     1.854×10-2x2-13.74x+3663              ...(2)。
10.如权利要求8或9所述的抑制高强度高韧性马氏体不锈钢冷轧带钢边缘开裂的方法，其特征在于，在每个由中间退火和冷轧过程构成的周期内的中间退火均热时间不超过300秒。
11.如权利要求8或9所述的抑制高强度高韧性马氏体不锈钢冷轧带钢边缘开裂的方法，其特征在于，在每次中间退火与冷轧过程的周期中的冷轧压下率不超过85％。
12.一种在抑制冷轧带钢边缘开裂的同时制造高强度高韧性马氏体不锈钢带的方法，它包括：使一条根据权利要求8的方法生产的并接受了如权利要求8所述方法的中间退火和冷轧过程的冷轧带钢接受均热温度为950℃-1050℃的最终退火达不超过300秒的均热时间，而不用首先使带钢在相对的横向端侧处接受边缘修剪。
13.如权利要求12所述的方法，其特征在于，在最终退火后，以1％-10％的压下率进行光轧。
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