專利名稱：無皺紋狀變形的鐵素體鉻合金鋼的制作方法

　　技術領域：

　　本發明涉及由熔體生成的鐵素體鉻合金鋼，而該熔體具有鑄態細等軸晶粒結構。更具體地，本發明涉及由熔體生成的鐵素體鉻合金鋼，該熔體除含有可控制量的鋁之外，還含有足夠量的鈦和氮，以便形成小的氧化鈦包體，為生成鑄態等軸晶粒提供所必需的晶核。由具有這種等軸鑄造晶粒結構的鋼制成的熱加工薄板特別適合于生產冷軋再結晶退火薄板，這種薄板具有出色的無皺紋狀變形特性和拉伸可成形性，甚至不經過熱帶材退火或中間退火也是如此。

　　對于高的可成形性鐵素體不銹鋼來說，除了具有高塑性應變比外，還希望使稱之“起皺紋”、“起折”或“起棱”現象減到最少。與奧氏體不銹鋼不同，冷軋再結晶退火的鐵素體不銹薄鋼板在冷成型成一種部件后，在其表面上可能出現難看的皺紋狀變形。皺紋狀變形以出現皺紋、凹槽或軋波紋為特征，這些皺紋、凹槽或軋波平行于薄板的軋制方向。這個缺點不僅有礙于薄板表觀，而且還造成次品和拉伸可成形性。

　　鐵素體鉻合金鋼，具體地如409和439型不銹鋼之類的亞平衡鐵素體鉻合金鋼，不管它們是否被連鑄成厚度為50-200毫米的扁坯或厚度2-10毫米的帶鋼，它們都典型地具有鑄態大柱狀晶粒。這些大柱狀晶粒具有近似于面心立方(cube-on-face)結晶結構，該結構導致在各種制造應用中所使用的成品冷軋退火薄板具有非常不希望有的皺紋狀變形特征。由這種皺紋狀變形造成的表面外觀對于如容器、汽車內部裝璜、排氣管和尾部錐管、沖壓回氣管、濾油器等之類的外露成形部件是很難采用的。皺紋狀變形使薄板在成形后的表面外觀粗糙不平，而這種皺紋狀變形歸因于在冷軋和退火后，由鑄態鋼中開始存在的柱狀晶粒結構所造成的大的不均勻或“帶狀”晶粒結構。

　　為了使出現的皺紋狀變形減到最少，可在冷軋之前使熱軋薄板退火，這樣需要額外的費用。這種熱軋鐵素體不銹鋼的附加退火步驟還導致由較低的平均應變比即Rm引起的可成形性降低，更低的平均應變比降低了深拉延性。冷軋前退火的熱軋薄板必須被冷軋至少70％，以彌補在最終退火之前由熱帶材退火所造成的Rm損失。

　　許多年來，人們進行了大量努力，采用改變鐵素體不銹鋼合金組成除去皺紋狀變形，省去上述加工的需要和費用。人們知道鐵素體不銹鋼中的皺紋狀變形主要在熱軋過程中產生。曾試圖通過控制熔體的化學組成和化學性質，例如一種或多種C、N、O、S、P雜質，在鑄錠中形成一種細等軸晶粒結構，或者通過使用更低的熱軋溫度，例如950-1100℃，改善晶粒結構，以使皺紋狀變形減到最小。在晶粒細化中化學控制使鐵素體不銹鋼的皺紋狀變形特性已獲得一些改善，因為在高溫下生成的第二相，即奧氏體，它在室溫下變成馬氏體。但是，生成第二相是以最終產物的拉伸和焊接性能為代價的。由于需要更高的熱軋能力，熱軋過程中的溫度控制還造成了操作困難。因此，熱軋薄板厚度必須更大一些。那么在至少兩段中，熱軋之后必須接著冷軋，而在兩次冷軋之間有第二次中間退火。

　　US5769152專利已認識到在連鑄不銹鋼時不希望有柱狀晶粒。該專利提出采用加熱溫度稍超過液相線0-15℃，并在澆鑄模中用電磁攪拌鋼水進行澆鑄鋼水，能夠防止生成柱狀晶粒，而形成等軸晶粒。

　　其他人也試圖通過加入一種或多種穩定元素來改變鐵素體不銹鋼的合金組成，以消除皺紋狀變形。US4465525專利涉及一種具有優良的可成形性和改進的表面外觀的鐵素體不銹鋼。該專利公開了硼量2-30ppm和鋁量至少0.005％可以提高延伸率和Rm，以及減弱皺紋狀變形特性。US4515644專利涉及一種具有改進的皺紋狀變形品質的深拉鐵素體不銹鋼。該專利公開了加入鋁、硼、鈦、鈮、鋯和釩都能提高鐵素體不銹鋼的延伸率，增加Rm并提高抗皺紋狀變形特性。更特別地，該專利公開了含有至少0.01％Al的鐵素體不銹鋼，它具有改進的抗皺紋狀變形特性。US5662864專利涉及在嚴格控制Ti,C+N和N/C時具有良好皺紋狀變形特性的鐵素體不銹鋼。該專利介紹了根據熔體中C+N的含量，通過加入Ti以生成碳氮化物而可以改進皺紋狀變形特性。鋼水中含有≤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。US5505797專利涉及具有降低的面內各向異性和優良的晶粒結構的鐵素體不銹鋼的生產。該專利介紹了當鋼水優選地含有0.0010-0.080％C、0.10-1.50％Mn、0.10-0.80％Si、14-19％Cr和兩種或兩種以上0.010-0.20％Al、0.050-30％Nb、0.050-0.30％Ti和0.050-0.30％Zr時，可得到良好的皺紋狀變形特性。這種鋼澆鑄成扁坯并熱軋成厚度4毫米薄板，熱軋帶鋼經退火、酸洗、冷軋和最后退火。將扁坯加熱至1200℃，并在溫度970-1150℃進行至少一次粗的熱軋制道次。熱軋機軋輥與熱軋鋼之間的摩擦力是0.3或0.3以下，壓縮比是40-75％，熱軋終軋溫度是600-950℃。熱軋鋼在溫度850℃退火4小時，冷軋82.5％，在溫度860℃最終退火60秒。

　　人們知道當鈦化合物的溶度積超過在液相線溫度時的飽和水平，即超平衡時，對于鈦穩定的不銹鋼來說，在金屬凝固前鈦化合物是穩定的，并且TiN會沉淀。由這些超-平衡扁坯生產的薄鋼板具有改善的皺紋狀變形特性和可成形性。但是，當凝固時，TiN聚結成大的團塊并漂浮在扁鑄坯表面。這些非金屬TiN團塊在熱軋期間成為不能接受的稱作Ti-條紋的粗糙表面缺陷。必須采用費用很大的表面修整方法，如采用在扁坯熱軋前研磨方法，從扁坯除去這些大的非金屬團塊。US4964926專利涉及通過生成亞平衡的鈦穩定鐵素體不銹鋼，從而在鑄造中消除非金屬氧化鈦和氮化鈦的形成和沉淀，而得具有改進表面質量的可焊接雙穩定鐵素體不銹鋼。該專利說明了人們曾知道通過向鐵素體不銹鋼單獨加入鈮或加鈮和銅，能改進鐵素體不銹鋼表面的皺紋狀變形特性。但是，單獨加入鈮帶來了焊接裂紋。US4964926專利公開了用鈮穩定劑代替一部分鈦穩定劑，以形成雙穩定鐵素體不銹鋼。往鈮穩定的銅加入至少0.05％鈦可消除焊接裂紋。

　　以前的工人在冷軋前使熱軋鐵素體不銹鋼退火以達皺紋狀變形降至最低，這樣犧牲了成本和可成形性。這個附加的退火步驟因降低平均Rm而減少了可成形性。并且，這種預退火的熱軋鋼必須有70％冷軋，以便在最終退火后得到的Rm與在冷軋前不退火熱軋鋼的Rm相近。這種較大百分比的冷軋通常還需要中間退火步驟。正如其他研究人員不斷努力所證明的，仍渴望需要基本上沒有皺紋狀變形，并具有出色的深成形性特性，如高Rm、高拉伸和均勻退火晶粒結構的退火鐵素體鉻合金鋼。還需要一種優良的深成形性鐵素體不銹鋼，這種不銹鋼具有良好的皺紋狀變形特性，它不需要熱軋薄板在冷軋前退火。還需要一種優良的深成形性亞平衡鐵素體不銹鋼，這種不銹鋼具有由熱軋薄板形成的良好皺紋狀變形特性，它沒有表面缺陷，即氮化鈦鱗和氧化鈦條紋，不需要在熱軋扁坯前進行表面修整連鑄的扁鑄坯表面。

　　本發明一個主要目的是提供一種優良的深可成形性和可拉伸的鐵素體鉻合金薄鋼板，該薄板具有良好的皺紋狀變形特性，不需要在冷軋前使熱軋薄板退火。

　　本發明另一目的是提供一種優良的深可成形性和可拉伸的鐵素體鉻合金薄鋼板，不需要在冷軋段之間有退火的多次冷軋。

　　本發明另一目的是由連鑄扁鑄坯制成鐵素體鉻合金薄鋼板，在熱軋鋼扁坯之前不需要表面修整。

　　本發明另一目的是提供一種優良的深可成形性和可拉伸的鐵素體鉻合金薄鋼板，該薄板具有良好的皺紋狀變形特性，改進的晶粒結構和高的拉伸特性，它由熱軋鋼扁坯前不需要進行表面修整的連鑄扁鑄坯制成。

　　本發明的其他目的包括提供一種具有良好的皺紋狀變形特性的優良的深可成形性鐵素體鉻合金薄鋼板，它具有改進的可焊性、抗腐蝕能力和抗高溫循環氧化能力。

　　本發明涉及鐵素體鉻合金鋼和生產這種鋼的方法，這種鋼具有50％以上等軸晶粒的鑄態結構。這種鑄態鋼用鈦脫氧，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，其余量為Fe和殘留元素。該鑄態鋼被熱軋成連續薄板。該薄板可除鱗、冷軋到最終的厚度，然后再結晶退火。沒有必要在冷軋前使熱軋薄板退火或者在多次冷軋段之間使該薄板退火，以消除最終退火薄板中的皺紋狀變形。

　　本發明的另一個特征是Ti是≥0.10％，而Al是＜0.02％。

　　本發明的另一個特征是(Ti×N)/Al的比率是至少0.14。

　　本發明的另一個特征是Ti和N滿足關系式(Ti/48)/[(C/12)+(N/14)]＞1.5，并呈亞平衡量。

　　本發明的另一個特征是冷軋退火薄板的Rm≥1.4，并由冷軋前不退火的熱軋薄板制成。

　　本發明的另一個特征是鑄態等軸晶粒≤3毫米。

　　本發明的優點包括一種高可成形的鐵素體鉻合金鋼，它具有優良的皺紋狀變形特性，生產成本較低，它不需要熱軋薄板在冷軋前進行退火，不需要在多個冷軋段之間進行薄板退火，具有改進的表面質量，具有改進的可焊接性、良好的抗潮濕腐蝕性，還具有良好的抗高溫循環氧化性。另一個優點是能夠鑄造扁坯，該扁坯不需在熱軋前進行表面修整，例如研磨，以防止在熱軋薄板中形成平行于軋制方向的粗糙表面缺陷，如在鑄造過程中，在接近扁坯表面所生成的非金屬氧化鈦或者氮化鈦團塊型沉淀經軋制所得到的這樣熱軋制鱗皮和條紋。本發明的另一優點包括一種具有優良皺紋狀變形特性的高可成形鐵素體鉻合金鋼，在退火后這種合金鋼具有非常均勻的晶粒結構。

　　本發明上述目的和其他的目的、特點和優點在研究本詳細說明書和附圖后將變得更明確。

　　圖1是鐵素體鉻合金鋼的含有100％大柱狀晶粒的鑄態晶粒結構照片，該合金鋼具有鈦與氮的積除以鋁的比率為0.13，圖2是鐵素體鉻合金鋼的含有約78％細等軸晶粒的鑄態結構照片，該合金鋼具有鈦與氮的積除以鋁的比率為0.16，圖3是鐵素體鉻合金鋼的含有100％大柱狀晶粒的鑄態結構照片，該合金鋼具有鈦與氮的積除以鋁的比率為0.13，圖4是鐵素體鉻合金鋼的含有約84％細等軸晶粒的鑄態結構照片，該合金鋼具有鈦與氮的積除以鋁的比率為0.15，圖5是鐵素體鉻合金鋼的含有100％大柱狀晶粒的鑄態結構照片，該聚合鋼具有鈦與氮的積除以鋁的比率為0.12，圖6是鐵素體鉻合金鋼的含有約92％細的等軸晶粒的鑄態結構照片，該合金鋼具有鈦與氮的積除以鋁的比率為0.19，圖7是鐵素體鉻合金鋼的含有約94％大柱狀晶粒的鑄態結構照片，該合金鋼具有鈦與氮的積除以鋁的比率為0.11，圖8是鐵素體鉻合金鋼的含有約63％細的等軸晶粒的鑄態結構照片，該合金鋼具有鈦與氮的積除以鋁的比率為0.15，圖9是鐵素體鉻合金鋼的含有100％大柱狀晶粒的鑄態結構照片，該合金鋼具有鈦與氮的積除以鋁的比率為0.06，圖10是鐵素體鉻合金鋼的含有約100％細的等軸晶粒的鑄態結構照片，該合金鋼具有鈦與氮的積除以鋁的比率為0.34，圖11是圖9對比鐵素體鉻合金鋼在冷軋和再結晶退火之后的非-均勻帶狀晶粒結構照片，圖12是圖10鐵素體鉻合金鋼在冷軋和再結晶退火之后的均勻細晶粒結構照片，圖13是說明由鐵素體鉻合金鋼鑄造的試驗鑄錠在鑄態晶粒結構中等軸晶粒％(％EQ)隨鈦與氮的重量百分數的積除以鋁的重量百分數的比率(TNA)的變化關系，和圖14是說明由鐵素體鉻合金鋼鑄造的連續扁坯在鑄態晶粒結構中等軸晶粒％(％EQ)隨鈦與氮的重量百分數的積除以鋁的重量百分數的比率(TNA)的變化關系。

　　本發明涉及一種由具有細等軸晶粒鑄態結構的鋼生產的高可成形的鐵素體鉻合金薄鋼板。這種鋼由一種熔體鑄成，這種熔體除含有控制量的鋁之外，還含有足夠量的鈦和氮，以便生成小的氧化鈦包體，提供形成鑄態等軸晶粒所必要的晶核，因此由這種鋼生產的退火鉻合金鋼具有改進的皺紋狀變形特性。通過形成富含小的氧化鈦包體而不是大的氧化鋁包體團塊的鉻合金亞鐵熔體，能夠形成含有大于50％等軸細晶粒(％EQ)的鑄態晶粒結構。通過在鑄態鋼中避免形成大的柱狀晶粒，從而使在由這種鋼生產的冷軋再結晶退火的薄板中的皺紋狀變形減到最少，甚至當由這種鋼生產的熱軋薄板在冷軋前不退火時也是如此。

　　鐵素體鉻合金鋼是指含至少8％鉻的鋼。本發明的鐵素體鉻合金鋼特別適用于熱軋薄板、冷軋薄板、具有金屬鍍層的薄板和涂敷薄板。這些鐵素體鉻合金鋼非常適用于含有10-25％Cr的AISI型400系列不銹鋼，特別是含有11-13％Cr的409型不銹鋼。對于本發明來說，“薄板”也應理解包括連續帶材或由連續帶材得到的定尺長度。

　　用如電弧爐(EAF)之類的熔化爐提供亞鐵熔體。這種亞鐵熔體可以在帶有廢鋼、碳素鋼廢鋼、不銹鋼廢鋼，含有包括氧化鐵、碳化鐵、直接還原鐵、熱軋鐵的物質的固體鐵的熔化爐中得到，或者該熔體可在熔化爐上游的高爐中得到，或用任何其他能提供亞鐵熔體的煉鐵設備得到。然后，該亞鐵熔體應在熔化爐中精煉，或轉移到如氬-氧脫碳轉爐(AOD)或真空-氧脫碳轉爐(VOD)之類的精煉轉爐中，接著是修整工段如鋼包冶金爐(LMF)或線材供料工段。

　　本發明的一個重要特點是熔體精煉后的最終碳分析，并在修整期間或之后，將滿足最后規格的合金加入到該熔體中，在鑄造之前向該熔體中加入鈦以脫氧。用鈦使熔體脫氧對形成晶核構成小的氧化鈦包體是必不可少的，而這種晶核對構成鑄態等軸細晶粒結構是必要的。為了提供足夠數量的對構成鑄態等軸細晶粒結構所必需的這些晶核，該熔體優選地含有至少0.10％Ti。鋁最好不作為脫氧劑加入到該精煉的熔體中，以使氧化鋁包體，即氧化鋁Al2O3的形成減到最少。本發明一個同樣重要的特點是鑄造前在熔體中有足夠的鈦和氮，因此形成小的氧化鈦包體以提供構成鑄態等軸晶粒所必需的晶核。優選地，鈦與氮的積除以殘余鋁的比率(TNA)是至少0.14。據認為，通過將該比率控制到最少0.14，氮化鈦包裹的小的氧化鈦包體可在鑄造前在熔體中形成，從而保證構成鑄態細等軸晶粒所必需的小的成核位點。如果鋼已被穩定，可以加入超過脫氧所需要的足夠量的鈦，即優選地＞0.10％，使其在熔體中與碳和氮結合，但是優選地低于被氮飽和所必需的量，即亞平衡，從而避免在固化前大的氮化鈦包體沉淀。另一方面，一種或多種如鈮、鋯、鉭和釩之類的穩定元素也可以加入到熔體中。因此，本發明的鋼優選地在熔體中含有至少0.10％Ti，優選地至少0.005％N和優選地低于0.02％Al，因此這種鋼主要用鈦脫氧，同時在其熔體中小的氧化鈦包體是主要的包體，即二氧化鈦包體≥Al2O3包體，從而提供構成鑄態晶粒結構所必需的核心。

　　用鋁而不是用鈦脫氧的鐵素體鉻合金鋼在熔體中可能具有小的包體。但是，與本發明的用鈦脫氧的鐵素體鉻鋼相比，與現有技術用鋁脫氧的鐵素體鉻鋼之間的主要區別是本發明鋼熔體中的包體大部分是以氧化鈦為基礎的，而不是以氧化鋁為基礎的。我們已測定，至少50％本發明鋼的包體粒度不大于1微米，并且這些包體中至少90％包體粒度不大于1.5微米。氧化鈦以何種形式，即TiO、TiO2、Ti2O3、Ti3O5存在并不清楚，但是據信存在的主要包體是TiO。

　　鉻合金亞鐵鋼熔體在熔化轉爐或精煉轉爐中精煉或與鉻成合金后，將用鈦脫氧，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，其余量為Fe和殘留元素。鈦與氮的重量百分比的積除以殘留鋁的比率優選地是至少0.14。鉻合金鋼熔體可連續澆鑄成薄板、薄扁坯≤140毫米，厚扁坯≤200毫米，或鑄成具有由50％以上細等軸晶粒構成的鑄態晶粒結構的錠。更優選地，鋼熔體的鈦與氮重量百分比的積除以殘留鋁的比率是至少0.16，更優選地至少0.23，而鋼熔體澆鑄形成鑄態結構，其結構分別有至少80％細等軸晶粒和基本上全部細等軸晶粒。

　　我們已確定得到鑄態等軸晶粒所必需的鈦與氮的積除以殘留鋁的比率還與鋼中鉻的含量有關。據認為，對于鉻含量小到8％的不銹鋼來說，要達到50％以上鑄態等軸晶粒所需的鈦與氮的積除以殘留鋁的比率可以小于0.14。對于含有約11％鉻的T409不銹鋼來說，要達到50％以上鑄態等軸晶粒所需的鈦與氮的積除以殘留鋁的比率是至少0.14，要得到幾乎100％鑄態等軸晶粒所需的比率是大于0.23。對于含有至少16％高鉻的T430不銹鋼和含有至少17％高鉻的T439不銹鋼來說，表3和4已表明，要達到50％以上鑄態等軸晶粒所需要的鈦與氮的積除以殘留鋁的比率是大于0.20，為得到幾乎100％鑄態等軸晶粒所需的比率大于0.30。

　　鑄鋼熱加工成薄板。“熱加工”可理解成鑄態鋼將被再加熱，如果需要，然后如通過熱軋之類的方式被軋制成預定的厚度。如果熱軋，就將鋼扁坯再加熱到1050-1300℃，熱軋的終軋溫度至少為800℃，并在≤580℃盤繞。熱軋薄板，如“熱帶材”，可除鱗和冷軋至少40％，優選地至少50％，軋成所期望的最終薄板厚度。之后，冷軋薄板將在峰值金屬溫度800-1000℃再結晶退火至少1秒。本發明的一個顯著優點是熱加工薄板在此冷軋前不需要退火。本發明的另一個優點是僅冷軋一次就可以得到熱加工薄板，從而不需要在多次冷軋之間的中間退火步驟。冷軋后接著的再結晶退火可以是連續退火或裝箱退火。本發明的另一個優點是有優良的皺紋狀變形特性的鉻合金退火薄鋼板具有非常均勻的細晶粒結構，而冷軋少到40％。

　　本發明的鐵素體鉻合金鋼可以由采用多種方法生產的熱加工薄板制成。該薄板能夠用由鋼錠制成的扁坯得到，或由連鑄厚度50-200毫米的扁坯得到，將這些扁坯再加熱到1050-1300℃，接著熱軋，得到厚度1-6毫米的起始熱加工薄板，或者該薄板能夠由連鑄成厚度2-10毫米的帶鋼熱加工而成。本發明還可應用于由以下方法生產的薄板，其中，連鑄扁鑄坯或由鑄錠制成的扁坯在有有效再加熱或沒有有效再熱的情況下被直接送進熱軋機，或者本發明還可應用于鑄錠，在進一步再加熱或沒有進一步再加熱的情況下，鑄錠被熱軋成具有足夠溫度的扁坯，它將被熱軋成薄板。

　　本發明的一個重要特點是鈦用于鑄造前熔體的脫氧。用鈦脫氧以保證熔體中的主要包體是使鑄態等軸鐵素體晶粒成核的小的氧化鈦包體。熔體中鈦的量最好是至少0.10％，并呈亞平衡量。更優選地，該鋼熔體中的鈦量應是≥0.15％，并滿足關系(Ti/48)/[(C/12)+(N/14)]＞1.5。“亞平衡”是指控制鈦量以使生成的鈦化合物溶度積低于鋼液線溫度時的飽和水平，從而避免熔體中過量TiN沉淀。如果讓過量TiN包體形成，TiN沉淀生長成為低密度的大團塊，這些團塊在連鑄中漂浮在固化扁坯表面。這些非金屬TiN團塊在扁坯熱加工過程中構成粗糙表面的缺陷。熔體中避免過量沉淀所允許的鈦量與氮量呈相反的關系。在US4 964 926專利圖4中對“亞平衡”最大鈦量作了一般說明。取決于合金鋼水中鉻和氮的量，鈦量必須控制在US4964926專利圖4曲線所指示的量以下。含有約12％Cr和0.010％N的T409不銹鋼可以含有至多0.26％Ti。含有約1 5％Cr和0.010％N的不銹鋼可以含有至多0.30％Ti。含有約18％Cr和0.010％N的T439不銹鋼可以含有至多0.35％Ti。對于在AOD中精煉鐵素體不銹鋼熔體的生產者來說，過量的氮不成問題。在AOD中精煉不銹鋼時能夠得到基本上低于0.010％的氮，從而能夠容許鈦量增加，并還是處于亞平衡狀態。

　　為了提供形成鑄態等軸鐵素體晶粒所必需的成核位點，向熔體中加入鈦之后必須經過足夠的時間，以使鑄造熔體之前形成氧化鈦包體。如果在加入鈦之后立即鑄造熔體，鑄件的鑄態結構將是大的柱狀晶粒。在實驗室中向熔體加入鈦之后5分鐘以內鑄成的鑄錠具有大的鑄態柱狀晶粒，甚至當鈦與氮的積除以殘留鋁時的比率是至少0.14時也是如此。

　　本發明的一個重要特點是鑄造前鋼中有足夠量的鈦和氮，以使鈦與氮的積除以鋁的比率足以形成氧化鈦包體，該包體保證形成鑄態等軸晶粒所必需的成核位點。熔體中氮的量應該是≤0.05％，優選地0.005-0.03％，而更優選地0.007-0.015％。據信被氮化鈦包裹的小的氧化鈦包體決定了提供形成鑄態細等軸晶粒結構所必需的成核位點。據認為，通過嚴格控制熔體中鈦和氮的量，尺寸小于1微米的足夠小的氧化鈦包體構成了決定細鑄態等軸晶粒結構所必需的成核位點。

　　能夠在N和亞平衡量的Ti方面控制鋼合金成分，以避免在熱加工薄板中生成過量TiN沉淀和Ti條墳。盡管在EAF中熔化后N濃度高達0.05％，但在AOD中氫氣精煉過程中溶解N的量能降低到0.02％以下，并且如果需要的話，能降低到0.01％以下。對于任何一定的氮含量來說，通過降低加入熔體中的Ti的亞平衡量，可以避免過量TiN沉淀。另一方面，對熔體中含有預期量的Ti來說，可降低AOD中熔體中的氮量。對含有11-13％Cr和不大于0.012％N的亞平衡T409不銹鋼來說，鋼熔體應含有0.25％以下的Ti，以避免在熔體固化前過量TiN沉淀。對于含有16-18％Cr和不大于0.012％N的亞平衡T430和T439不銹鋼來說，鋼熔體應含有0.35％以下的Ti，以避免熔體固化前過量TiN沉淀。

　　本發明一個同樣重要的特點是全部總殘留鋁相對于鈦和氮的量進行控制或使其量最小。相對于鋁量，在熔體中應該有最小的鈦和氮量。我們已確定，如果鈦的量特別是氮的量太低的話，即使低量鋁，即不大于0.01％，也不會產生必須預先具備的等軸鑄態晶粒。甚至在沒有氧化鋁包體的情況下，在熔體中也明顯需要臨界量的小的氧化鈦包體沉淀，以形成構成鑄態等軸晶粒結構所必需的成核位點。我們已確定鈦與氮的積除以殘留鋁的比率最好是至少約0.14，優選地至少0.23，以確保409型不銹鋼幾乎100％等軸鑄態晶粒。為了使熔體中所需要鈦與氮的量最小，鋁的量優選地是＜0.020％，較優選地≤0.013％，而更優選地降低到≤0.010％。如果在鑄造前鋁并不特意地立即在如脫氧之類的精煉或鑄造中與熔體成合金，全部鋁能夠被控制或減少到0.010％以下，特別是對含有14％以下Cr的不銹鋼來說更是如此。對含有高鉻，即Cr≥15％的不銹鋼來說，要求比率(Ti×N)/Al＞0.40以得到幾乎100％鑄態細等軸晶粒，向熔體中加入氮使其超過0.01％可能是必要的。鋁最好作為另一種元素即鈦的合金添加劑中的雜質特意加入到熔體中。最好應該避免使用含有鋁雜質的鈦合金添加劑。鈦合金可含有多達20％Al，它可向熔體貢獻總量多達0.07％的Al。通過嚴格控制精煉和鑄造操作規程，能夠獲得含有＜0.020％鋁的熔體。

　　不被理論所束縛，特別是對含有14％以下Cr的不銹鋼來說，據認為應該將全部鋁控制在0.03％以下，優選地0.02％以下，更優選地控制在不大于0.013％，最優選地控制在0.01％以下，以便使熔體中Al2O3包體形成最少，從而鈦是主要的脫氧劑。連鑄成薄扁坯或連續薄板的鋼并不是本來就具有鑄態細等軸晶粒結構。據信在本發明中通過嚴格控制鋁，能夠使Al2O3包體的形成降到最少。熔體中含有的Al2O3包體趨向于聚結成大團塊。通過使形成氧化鋁包體降到最低，可進一步認為，尺寸小于5微米，優選地不大于1.5微米，更優選地不大于1微米的氧化鈦小包體成為熔體中的主要非金屬包體。據認為，這些小的氧化鈦包體可提供在固化過程中能形成鑄態細等軸晶粒結構的成核位點。因此，用鈦脫氧能確保熔體和固化的鑄鋼中的主要包體是小的氧化鈦包體，而不是氧化鋁包體，即氧化鈦包體數＞＞氧化鋁包體數。

　　現有技術中用鋁脫氧的鋼在連鑄中有阻塞鑄口的趨勢。通常需要向高鋁鋼中加入鈣，以增加鑄鋼熔體中Al2O3包體的流動性，以使堵塞鑄口的趨勢降到最低。但是，鈣通常對鑄態細等軸晶粒的形成有不利影響。因此，應將鈣限制在≤0.0020％。本發明一個重要優點是當鋁保持在≤0.016％時，由于熔體中存在非常少量的Al2O3包體，所以不需要向低鋁熔體中加入鈣。熔體中含有大量的Al2O3包體能迅速地聚結在氧化鋁團塊中，這些氧化鋁團塊在連鑄中可能造成鑄口堵塞。

　　本發明鋼中存在的碳量至多0.08％，優選地≤0.02％，更優選地0.0010-0.01％。如果碳超過0.08％，可成形性、腐蝕性和可焊性都將降低。因此，碳量應盡可能降低。

　　本發明鋼中可能存在穩定碳和氮的元素，其量是至多1.0％，優選地至多0.6％，更優選地至多0.3％。如果要求穩定的鋼，應該有足夠量的穩定元素，以形成對達到晶粒尺寸有效的穩定碳-氮化物，以便增加不銹鋼的伸張度和韌性，從而提高退火后的可成形性如深拉延性。如果穩定元素大于1.0％，鋼的生產成本就會增加，而不會給鋼的特性帶來任何相應的好處。除了用鈦來穩定之外，其他合適的穩定元素還可包括鈮、鋯、鉭、釩或其混合物，而單獨用鈦是優選的。如果有第二種穩定元素與鈦一起使用，例如鈮，則當要求深成形性時，第二種穩定元素應該限制在不大于0.3％。高于0.3％的Nb對可成形性有不利影響。

　　本發明鋼中存在的鉻量是≥8％，優選地≥10％。如果鉻量低于8％，則對鋼的抗潮濕腐蝕性，例如抗汽車排氣組分會有不利影響。如果鉻量高于25％，鋼的可成形性就會降低。

　　對于某些實際應用來說，可向本發明鋼中加入≥5ppm的硼，優選地≥20ppm，更優選地40-60ppm。如果有至少5ppm硼，就提高了鋼的耐二次加工脆化的能力，因而鋼板不會在深拉延應用和多步成形應用中裂開。如果硼大于200ppm，鋼的可成形性就會降低。

　　本發明鋼中存在的氧量最好是＜100ppm。當在AOD精煉轉爐和LMF合金轉爐中順序地制備鋼熔體時，熔體中的氧量在10-60ppm的范圍內，從而提供了非常純的銅，它含有形成成核位點所必需的小的氧化鈦包體，而成核點決定了形成細的鑄態等軸晶粒結構。

　　本發明鉻合金鋼中通常存在的硅量是≤1.5％，優選地≤0.5％。鐵素體不銹鋼中通常存在著少量的硅，以促進鐵素體相的形成。硅還可增強耐高溫腐蝕能力，并提供高溫強度，例如汽車排氣組件。因此，熔體中的硅量應至少0.10％。硅量不應超過1.5％，否則因為鋼太硬了，對延伸率有不利影響。

　　本發明鋼中存在的錳量是至多1.5％，優選地少于0.5％。通過錳與硫化合成硫化錳，錳可改善鋼的熱加工性，以防止鋼在熱加工過程中裂開。因此，要求的錳量至少為0.1％。但是，錳是一種奧式體形成元素，它能影響鐵素體相的穩定性。如果錳的量超過1.5％，對鋼的穩定性和可成形性會有不利影響。

　　本發明鋼中存在的硫量最好是≤0.015％，較優選地＜0.010％，更優選地＜0.005％。除了在熱軋中帶來問題之外，硫對耐潮濕腐蝕性有不利影響，特別是那些含有較低量鉻的鋼。因此，硫優選地應該不超過0.015％。

　　與錳一樣，鎳是一種奧式體形成元素，它影響鐵素體相的穩定。因此，鎳限制在≤2.0％，優選地＜1.0％。

　　本發明的鐵素體鉻合金鋼還可含有如銅、鉬、磷等之類的其他元素，它們既可作為有意的添加劑加入，又能作為殘留元素即煉鋼過程中的雜質存在。

　　實施例125kg對比鉻合金亞鐵熔體裝入實驗室真空轉爐中。最終調整后，向轉爐中加入合金元素，用鈦使熔體脫氧。鉻合金鋼熔體組成是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。鈦與氮的積除以鋁的比率是0.125。加入鈦添加劑后約23分鐘，將該熔體鑄成厚度和寬度分別為75毫米和150毫米的鑄錠。截自不銹鋼鑄錠橫截面試樣的鑄態晶粒結構示于圖1中，該晶粒結構具有完全是柱狀并且平均柱尺寸為3毫米的晶粒結構。該鋼證明僅含有低鋁，即≤0.01％，不足以形成主要是等軸晶粒的鑄態結構。這種具有比率(Ti×N)/Al＜0.14的鋼說明了不含有任何等軸晶粒的鑄態鋼晶粒結構。

　　實施例225kg本發明的鉻合金亞鐵熔體裝入如實施例1所描述的相同實驗室真空轉爐中。在最終調整后，將合金元素加入到轉爐中，用鈦使熔體脫氧。鉻合金鋼熔體的組成是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。鈦與氮的積除以鋁的比率增加到0.16。加入鈦添加劑后約17分鐘，將該熔體鑄成厚度和寬度分另為75毫米和150毫米的鑄錠。如圖2所示，截自不銹鋼鑄錠橫截面試樣的鑄態晶粒結構具有約78％等軸晶粒，其平均直徑為2毫米的細晶粒結構。這種具有比率(Ti×N)/Al≥0.14的鋼說明了含有≥50％細等軸晶粒的鑄態鋼晶粒結構。

　　實施例3以與實施例1相似的方式生產本發明的另一種對比鉻合金亞鐵熔體，其組成是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。鈦與氮的積除以鋁的比率是0.13。加入鈦添加劑后約19分鐘，將該鋼熔體鑄成鑄錠。如圖3所示，截自不銹鋼鑄錠的橫截面試樣的鑄態晶粒結構具有完全是柱狀，其平均柱尺寸約2毫米的晶粒結構。這種具有比率(Ti×N)/Al＜0.14的鋼說明了含有＜50％等軸晶粒的鑄態鋼晶粒結構。

　　實施例4以與實施例2相似的方式生產本發明另一種鉻合金亞鐵熔體，其組成是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。鈦與氮的積除以鋁的比率增加到0.15。在加入鈦添加劑后約14分鐘內，將該熔體鑄成鑄錠。如圖4所示，截自不銹鋼鑄錠橫截面試樣的鑄態結構具有約84％等軸晶粒，其平均直徑尺寸約3毫米的細晶粒結構。盡管這種鋼含有高含量的鋁，即≥0.01％鋁，如果比率(Ti×N)/Al≥0.14，這種鋼表明鑄態鋼晶粒結構將含有≥50％細等軸晶粒。

　　表1匯集了上述實施例1-4的對比的和發明的409型不銹鋼熔體的組成、TNA和％EQ，以及以與實施例1-4描述的相似方法制造和鑄成鑄錠的許多其他對比的和發明的409型不銹鋼實驗熔體的組分、TNA和％EQ。圖13列出了這些鑄錠的％EQ隨TNA變化關系。圖13一般地表明，對于409型不銹鋼來說，為了得到含有至少50％細等軸晶粒，必需是Ti為至少0.10％，而TNA，即(Ti×N)/Al為0.14或0.14以上。

　　表3匯集了與實施例1-4鑄錠相似的，所生產和鑄造的對比的和發明的430型、439型和430Mo型高鉻不銹鋼熔體的其他鑄態實驗鑄錠的組成、TNA和％EQ。表3表明為了得到含有至少50％細等軸晶粒的鑄態鋼晶粒結構，必需是Ti為至少0.10％，而TNA，即(Ti×N)/Al為至少0.20。明顯地需要增加TNA，因為鉻從表1中409型不銹鋼的約11％增加到表3中430型、439型和439Mo型高鉻不銹鋼的17％或17％以上的高鉻組成。

　　實施例5125公噸的對比鉻合金亞鐵熔體被裝入AOD精煉轉爐中。當碳降低到最終規格后，熔體移至LMF中，其中加入最后調整合金元素。之后，該熔體用鈦脫氧。該熔體最終組成是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。鈦與氮的積除以鋁的比率是.12。然后在約40分鐘內將鋼熔體移至連鑄機中，連鑄成厚130毫米、寬1200毫米的薄扁坯。沿該薄扁坯長度方向在中間-寬度的位置和幾個其他的位置切下橫截面試樣。圖5說明了從這塊鋼扁坯切下這些試樣中的一個試樣的典型鑄態晶粒結構，該試樣具有平均柱尺寸約4毫米的柱狀晶粒結構。如實施例1的鋼一樣，這種鋼表明僅具有低含量鋁，即≤0.01％，不足以形成主要是等軸晶粒的鑄態結構。圖5說明了具有比率(Ti×N)/Al＜0.14的這種鐵素體不銹鋼導致不含有任何等軸晶粒的鑄態鋼晶粒結構。

　　實施例6以與上述實施例5相似的方法生產125公噸本發明的鉻合金亞鐵熔體，但改變為以下組成。該熔體的組成是0.23％Ti、0.008％Al、0.010％C、0.27％Mn、0.31％Si、11.1％Cr、0.13％Ni和0.007％N。與實施例5不同，鈦與氮的積除以鋁的比率增加到0.19。然后以與上述實施例5相似的方法將鋼熔體移至連鑄機中，鑄成薄扁坯。如圖6所說明的，這種不銹鋼扁坯的鑄態晶粒結構是具有約84％等軸晶粒和平均尺寸為2毫米的細晶粒結構。圖6說明了這種具有比率(Ti×N)/Al≥0.14的鐵素體不銹鋼導致含有＞50％等軸晶粒的鑄態鋼晶粒結構。這種鋼扁坯含有的包體主要是氧化鈦類。

　　實施例7以與實施例5相似的方法生產另一種對比鉻合金亞鐵熔體。該熔體的組成是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。與實施例5相似，鈦與氮的積除以鋁的比率僅為0.11。然后以與上述實施例5所描述的相似方法將鋼熔體移至連鑄機中，鑄成薄扁坯。如圖7所說明的，這種不銹鋼扁坯的鑄態晶粒結構具有約94％大柱狀晶粒，其平均柱尺寸約5毫米。圖7說明了這種具有比率(Ti×N)/Al＜0.14的鐵素體不銹鋼導致含有非常少的等軸晶粒的鑄態鋼晶粒結構。

　　實施例8以與實施例6相似的方法生產另一種本發明的鉻合金亞鐵熔體。該熔體的組成是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。鈦與氮的積除以鋁的比率為0.15。然后以與上述實施例5相似的方法將鋼熔體移至連鑄機中，鑄成薄扁坯。如圖8所說明的，從這種不銹鋼扁坯截下試樣的鑄態晶粒結構主要具有細等軸晶粒結構。圖8說明了這種具有比率(Ti×N)/Al≥0.14的鐵素體不銹鋼導致含有63％細等軸晶粒的鑄態鋼晶粒結構，其晶粒尺寸為3毫米。這種鋼說明了如果比率(Ti×N)/Al≥0.14，盡管鋼含有高鋁，鑄態鋼晶粒結構還可以含有≥50％細等軸晶粒。這種鋼鐵扁坯含有的包體主要是氧化鈦類。

　　實施例9以與實施例5相似的方法生產另一種對比鉻合金亞鐵熔體。該熔體的組成是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。鈦與氮的積除以鋁的比率僅為0.08。然后以與上述實施例5相似的方法將鋼熔體移至連鑄機中，鑄成薄扁坯。如圖9所說明的，這種不銹鋼扁坯的鑄態晶粒結構具有100％柱狀的大晶粒結構，其平均柱尺寸是4毫米。圖9說明了一種具有比率(Ti×N)/Al＜0.14并導致不含有任何等軸晶粒的鑄態鋼晶粒結構的鐵素體不銹鋼。

　　將由這種熔體鑄成的扁坯再加熱到1250℃，熱加工成厚度3.3毫米，最終溫度是800℃，在溫度700℃盤繞。然后該熱加工薄板除鱗、用硝酸和氫氟酸酸洗并冷軋58％至厚度1.4毫米。在冷軋前不讓該熱加工薄板退火。已冷軋的薄板在峰值金屬溫度870℃退火60秒。拉伸后，薄板的皺紋狀變形特性是3-4,Rm是1.22-1.27。皺紋狀變形特性為3或3以上意味著在標度0-6上皺紋狀變形由中等到嚴重。高皺紋狀變形為3或3以上，而Rm低于1.3對許多深可成形性、暴露的、鐵素體不銹鋼應用來說是不可接受的。這種鋼的機械特性匯集在表5中。這種鋼的冷軋退火晶粒結構示于圖11中，這種結構具有傾向于皺紋狀變形鋼的不均勻“已呈帶狀”晶粒結構特性。這種不均勻帶狀晶粒結構對于要求高可成形性的暴露鐵素體不銹鋼應用來說是不可接受的。由具有柱狀晶粒結構的扁坯生產的已退火冷軋薄板會具有嚴重的皺紋狀變形特性，除非由這種扁坯熱軋得到的薄板在冷軋前退火。

　　實施例10以與實施例8相似的方法生產另一種本發明的鉻合金亞鐵熔體。該熔體的組成是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。鈦與氮的積除以鋁的比率為0.34。然后以與上述實施例5相似的方法將鋼熔體移至連鑄機中，鑄成薄扁坯。圖10說明了這種具有比率(Ti×N)/Al≥0.23的嚴生含有100％細等軸晶粒的鑄態鋼晶粒結構的鐵素體不銹鋼，其晶粒粒度約1毫米。這種鋼扁坯含有的包體主要是氧化鈦類。

　　將這些薄扁坯再加熱到1250℃，熱加工成厚度3.3毫米，最終溫度是800℃，在溫度700℃盤繞。熱加工薄板除鱗、用硝酸和氫氟酸酸洗并冷軋58％至厚度1.4毫米。在冷軋前不讓該熱加工薄板退火。冷軋薄板在峰值金屬溫度870℃退火60秒。拉伸后，已退火薄板的皺紋狀變形特性降到1，而Rm增加到1.45。皺紋狀變形特性為1意味著優良的皺紋狀變形特性，這種鋼基本上無皺紋狀變形。皺紋狀變形特性為2或2以下，Rm為至少1.4對大多數深成形、暴露的鐵素體不銹鋼應用來說是可接受的。本發明薄板的機械特性匯集在表6中。圖12示出了這種鋼冷軋退火的晶粒結構，這種結構具有非常均勻的細晶粒結構。由具有細等軸晶粒結構的扁坯生產的本發明的退火冷軋薄板有優良的皺紋狀變形特性，盡管熱軋薄板在冷軋前沒有經過退火。

　　實施例11以與實施例10相似的方法生產另一種本發明的鉻合金亞鐵熔體。該熔體的組成是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。鈦與氮的積除以鋁的比率是0.24。然后以與上述實施例5相似的方法將鋼熔體移至連鑄機中，鑄成薄扁坯。這種具有比率(Ti×N)/Al≥0.23的鐵素體不銹鋼產生含有100％細等軸晶粒的鑄態鋼結構，其晶粒尺寸約1毫米。這種鋼扁坯含有的包體主要是氧化鈦類。

　　將這些扁坯再加熱到1250℃，熱加工成厚度3.0毫米，最終溫度800℃，在溫度700℃盤繞。該熱加工薄板除鱗、用硝酸和氫氟酸酸洗。將該熱加工薄板冷軋53％至厚度1.4毫米。在冷軋前不讓這些熱加工薄板退火。冷軋的薄板在峰值金屬溫度940℃退火10秒。拉伸后，已退火薄板的皺紋狀變形特性是1-2，而Rm是1.39-1.48。皺紋狀變形特性為2意味著具有良好的皺紋狀變形特性。本發明薄板的機械特性匯集在表7中。

　　實施例12將另一塊具有如實施例11所述組成的，厚度為130毫米的薄扁坯再加熱到1250℃，熱加工成厚度4.1毫米的薄板，最終溫度為830℃，在溫度720℃盤繞。該熱加工薄板除鱗，用硝酸和氫氟酸酸洗，然后冷軋66％、76％和85％，分別相應于厚度1.4毫米、1.0毫米和0.6毫米。在冷軋前不讓本發明的這些熱加工薄板退火。冷軋薄板在峰值金屬溫度940℃退火10秒。拉伸后，退火薄板的皺紋狀變形特性通常是2或更好，而Rm是1.76-1.96。Rm≥1.7被認為對于鐵素體不銹鋼來說是很突出的，并且認為如果該鋼在冷軋前不經過退火是不可能達到的。本發明薄板的機械特性匯集在表8中。

　　以上的實施例5-11的對比和發明的409型不銹鋼熔體的鑄態扁坯的組成、TNA和％EQ，以及以與實施例5-11所述的相似方法生產和鑄成扁坯的另外的對比和發明的409型不銹鋼熔體的組成、TNA和％EQ匯集在表2中。圖14示出了這些扁坯的％EQ隨TNA的變化關系。圖14一般地表明，為了得到含有大于50％細等軸晶粒的鑄態鋼結構，本發明的409型不銹鋼要求Ti≥0.10％,TNA，即(Ti×N)/Al為0.14或0.14以上。對此例外的是Heat 980460、Heat 880459、Heat 880463、Heat980655和Heat 980687的扁坯。Heat 980655和Heat 980687出現過鑄嘴阻塞問題，即過量的氧化鋁包體，并導致低的中間包鋼水溫度，即低于1545℃的。因此，本發明的熔體最好進行連鑄，其過熱溫度至少40℃，更優選地至少55℃，以防止大的氧化鋁包體團塊。在用鈦使Heat 880459脫氧后，即氧化鈦包體可能遷移到爐渣后，再次向Heat880459吹過量的碳。沒有觀察到Heat 880463有任何不尋常的現象。

　　與實施例5-11扁坯相似，所生產與鑄造的對比和發明的430型、439型和439Mo型高鉻不銹鋼熔體的其他鑄態扁坯的組成、TNA和％EQ匯集在表4中。表4表明，對于高鉻合金鋼來說，Ti為至少0.10％，而TNA，即(Ti×N)/Al為至少0.30產生鑄態鋼晶粒結構，該鑄態鋼晶粒結構通常含有超過50％的細等軸晶粒。

　　本發明的一個非常重要的優點涉及冷軋、再結晶退火的成品。現有技術的鐵素體不銹鋼不僅在外觀上受到皺紋狀變形的不利影響，而且還具有很差的可成形性，即低的Rm。鐵素體不銹鋼具有有限的可成形性的一個原因，是因為退火后的結構由不均勻或“帶狀的”大晶粒組成。圖11說明了對比現有技術的鐵素體不銹鋼退火后的典型不均勻晶粒結構，該不銹鋼的鈦與氮的積除以鋁的比率小于0.14，并具有含有＜50％等軸晶粒的鑄態結構。本發明使鑄態鋼中形成細等軸晶粒，以至冷軋后能夠總是形成細的均勻的再結晶晶粒結構。不需要在冷軋前使鋼進行退火，并僅經過一次冷軋，就能夠形成具有細的、均勻的再結晶晶粒結構的鐵素體鉻合金薄鋼板。

　　應當理解能夠對本發明進行各種各樣的修改，但不會超出本發明的精神和范圍。因此，應由附加的權利要求書確定本發明的保護范圍。

　　表1

　　表1(續)

　　

表2

　　

表2(續)

　　表4

　　

表5縱向拉伸 橫向拉伸YPE 0.2％YS UTS Elong. RBYPE 0.2％YS UTS Elong. RBrmRidging％ (kg/mm2)(kg/mm2) ％ ％ (kg/mm2) (kg/mm2) ％0.321 41 3463 0.322 43 32 631.24 3-4表6縱向拉伸 橫向拉伸YPE 0.2％YS UTSElong.RBYPE 0.2％YS UTSElong. RBrmRidging％ (kg/mm2)(kg/mm2) ％ ％ (kg/mm2) (kg/mm2) ％0.021 42 3464 0.622 43 34 63 1.451表7縱向拉伸 橫向拉伸YPE 0.2％YS UTSElong.RBYPE 0.2％YSUTS Elong.RBrmRidging％ (kg/mm2) (kg/mm2) ％ ％ (kg/mm2) (kg/mm2) ％0.62141 37 640.62242 36 63 1.43 1-2表8縱向拉伸 橫向拉伸66％冷軋YPE 0.2％YSUTSElong.RBYPE0.2％YS UTS Elong. RBrmRidging％ (kg/mm2)(kg/mm2) ％ ％ (kg/mm2)(kg/mm2) ％0.422 41 36 640.922 41 37641.76 1-276％冷軋0.422 41 36 650.522 41 36661.96285％冷軋0.322 41 34 - 0.422 41 37- 1.92 2-3注YPE屈服點伸度；YS屈服強度；UTS極限抗拉強度；Elong伸度；RB以B分度表示的洛氏硬度；rm平均應變比；Ridging起皺紋；TNA:Ti(重量％)×N(重量％)/Al(重量％)；％EQ等軸晶粒％

　　權利要求

　　1．一種鉻合金鐵素體鋼，它含有≤0.08％(重量)C,≥8％(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，其余量為Fe和殘留元素，該鋼用鈦脫氧，而其鋼具有＞50％等軸晶粒的鑄態結構。

　　2．根據權利要求1所述的鋼，該鋼制成含有Ti≥0.10％，比率(Ti×N)/Al≥0.14的冷軋薄板，該薄板在制成部件時經再結晶退火并基本上沒有皺紋狀變形，而該退火薄板由熱加工薄板冷軋而成。

　　3．根據權利要求1所述的鋼，其中N≤0.012％,Ti≤0.25％。

　　4．根據權利要求1所述的鋼，其中等軸晶粒尺寸≤3毫米。

　　5．根據權利要求1所述的鋼，其中Al≤0.013％。

　　6．根據權利要求1所述的鋼，其中包括選自于鈮、鋯、鉭和釩的第二種穩定元素。

　　7．根據權利要求2所述的薄鋼板，其中Al＜0.02％，而鑄態結構是≥60％等軸晶粒。

　　8．根據權利要求2所述的薄鋼板，其中Al≤0.013％，鑄態結構是≥80％等軸晶粒。

　　9．根據權利要求2所述的薄鋼板，其中Al≤0.010％，比率(Ti×N)/Al≥0.23，鑄態結構基本上不含柱狀晶粒。

　　10．根據權利要求2所述的薄鋼板，其中鑄態鋼含有氧化鈦包體，大多數包體的尺寸＜1.5微米。

　　11．根據權利要求2所述的薄鋼板，其中Cr≥16％，比率(Ti×N)/Al≥0.30。

　　12．根據權利要求8所述的薄鋼板，其中退火薄板的Rm≥1.7。

　　13．一種制造鉻合金鋼的方法，該方法包括以下步驟提供含有≤0.08％(重量)C,≥8％(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，其余量為Fe和殘留元素的鋼熔體，用Ti使熔體脫氧，將熔體鑄成具有＞50％等軸晶粒的鑄態結構的鋼，將鋼熱加工成薄板，使薄板除鱗，將薄板冷軋成最終厚度，和使冷軋過的薄板再結晶退火，其中當制成部件時，退火薄板基本上沒有皺紋狀變形。

　　14．根據權利要求13所述的方法，其中Al＜0.020％,Ti≥0.10％，而(Ti×N)/Al≥0.14。

　　15．根據權利要求14所述的方法，其中Ti≥0.15％,(Ti×N)/Al≥0.23，并滿足關系式(Ti/48)/[(C/12)+(N/14)]＞1.5。

　　16．根據權利要求13所述的方法，其中熔體被連鑄成厚度≤140毫米的薄扁坯，以及在將薄扁坯熱軋成薄板前，將扁坯再加熱到溫度1050-1300℃的附加步驟。

　　17．根據權利要求13所述的方法，其中熱加工薄板不經先退火而被冷軋。

　　全文摘要

　　本發明涉及一種鐵素體非皺紋狀變形的不銹鋼及其生產方法。除了含有控制量的鋁之外還含有足夠量的鈦和氮的鉻合金鋼熔體被鑄成鑄錠,或連鑄成帶鋼或扁坯,該鑄錠、帶鋼或扁坯具有基本上沒有柱狀晶粒的鑄態細等軸晶粒結構。該鑄態鋼含有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,其余量為Fe和殘留元素。優選地,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。不需研磨連鑄扁坯表面,就可由該扁坯制成熱加工薄板。可將熱加工薄板除鱗、冷軋到最終厚度,并再結晶退火。為了得到基本上沒有皺紋狀變形并具有高的可成形性的退火薄板,不需要在冷軋前將熱加工薄板退火。

　　文檔編號C22C38/18GK1224070SQ9812544

　　公開日1999年7月28日 申請日期1998年12月18日 優先權日1997年12月19日

　　發明者E·約施塔克, A·R·麥卡古伊 申請人:阿姆科公司