一种提高双稳定铁素体不锈钢连铸坯等轴晶率的工艺方法与流程

本发明属于不锈钢冶炼和铸造领域，具体涉及一种提高双稳定铁素体不锈钢连铸坯等轴晶率的工艺方法。

背景技术：

铁素体不锈钢中碳和氮元素对其耐蚀性、焊接性及成形性等均会产生较大的不利影响，因此，尽可能地降低钢中碳、氮元素一直是冶炼工作者所不断追求的目标，碳、氮元素含量小于150ppm的铁素体不锈钢逐渐占据了市场的主流，但由于受到现有冶炼技术的限制和出于对生产成本等方面的综合考虑，单纯采用过度降低碳、氮含量的办法来获得优良材料性能，并不经济，甚至也难以达到。而且，即使把钢中w(c+n)含量降低到150ppm以下，有些性能(如：抗高温敏化状态的晶间腐蚀)也难以达到理想的效果。为此，冶金工作者提出了向铁素体不锈钢中添加一定量的与碳、氮元素具有很强亲和力的合金元素，如ti,nb等，使其在一定条件下优先形成铌和钛的碳氮化物，减少了碳、氮的固溶量，从而有效地抑制了铬的碳氮化物在晶界处的形成，提高了晶间抗腐蚀能力，降低了材料的高温敏化或焊后脆性倾向，对钢的冷成形性也能产生有利影响。习惯上，将这些所添加的ti、nb元素被称为稳定化元素，ti、nb同时复合添加称为铁素体不锈钢的双稳定化。

尽管稳定化的概念在上世纪50年代就已经被人们所认识到，但在随后的长时间生产实践中得到广泛应用的是钛单元素稳定化工艺，其主要原因在于，不仅钛比铌价格低廉，而且其原子量也显著低于铌，使得在同等条件下需要添加的合金量也相对较少。但这种仅利用钛单元素稳定化的办法，要做到同时固定c,n，需要添加足够的ti量，这就容易使tin在液相线以上或液相线附近析出，这种早期析出的tin颗粒较大，容易形成表面缺陷。反之，如果降低ti的添加来使tin在液相线以下析出，虽然解决了由于tin的早期沉淀析出而产生的表面缺陷，但带来的问题是这较低的ti含量不足以达到c、n元素的完全稳定化。并且过高的ti含量，容易形成含钛氧化物，导致水口堵塞的发生。为此，需要再进一步补加nb来达到这种完全稳定化效果。这种ti、nb双稳定化铁素体不锈钢方法在20世纪90年代以后逐步得到认可，尤其是进入21世纪以来，大部分重要用途的铁素体不锈钢均不同程度地采用这种nb，ti双稳定工艺。

表面质量在铁素体不锈钢的各种性能要求中，占据着重要地位。具有平滑光亮的表面、精确的尺寸是该类不锈钢产品所不断追求的目标。由于中高铬的超纯铁素体不锈钢由于c、n含量低，在凝固过程中无相变，加之杂质元素含量较少，其铸态组织以柱状晶为主，导致了后续加工过程中常常出现表面皱褶(ridging)缺陷，皱褶是冷轧铁素体不锈钢在成型过程中常常出现的一种表面缺陷，其特征主要表现为在平行于钢板的轧制方向，具有波峰和波谷的一束平行条纹特征的一种表面缺陷。这种缺陷不仅损坏了成形部件的外观，同时有可能在加工过程中成为裂纹源。因此改善皱褶已经成为生产高质量铁素体不锈钢的关键问题之一，对这种表面缺陷的研究一直是铁素体不锈钢的重要研究内容。大量研究表明，皱褶产生与钢的凝固组织中发达的柱状晶密切相关，当连铸坯的等轴晶率大于60％时，可以有效的降低皱褶缺陷。因此，为了消除皱褶，需要将连铸坯的等轴晶率提高到60％甚至80％以上。

文献报道，在430不锈钢中，如果钛含量大于0.3％，可以得到等轴晶率大于60％的钢锭；但是如此高的钛含量会引起连铸过程水口堵塞、铸坯表面含钛夹杂等问题，

对于提高双稳定化超纯铁素体不锈钢等轴晶率的相关技术专利鲜有报道，在铁素体不锈钢的相关技术中，中国专利cn104245990a“成本效益的铁素体不锈钢”，在ti、nb双稳定的基础上控制了cr、cu、mo元素含量以提高铁素体不锈钢的成形性以及耐腐蚀性能，然而cu、mo元素的添加以及较窄的c、n元素控制范围增加了工艺难度，并且提高了铁素体不锈钢的冶炼成本。中国专利cn101768702a“高成形性耐酸性腐蚀汽车用中铬铁素体不锈钢及制造方法”，通过控制nb、ti含量及比例，提高成形性能、晶间腐蚀性能和抗酸性冷凝液腐蚀性能，添加zr元素提高高温稳定性并固定氧的不良影响。然而其要求的较高的ti、zr含量(ti的质量百分数大于0.2％，zr的质量百分数大于0.1％)会导致冶炼过程中形成大量的tin以及ti和zr的氧化物，导致连铸过程的水口堵塞的发生，严重时会影响产品表面质量。中国专利cn101845603a“一种汽车排气系统高温端部件用铁素体不锈钢及制造方法”，通过ti的添加提高铁素体连铸坯等轴晶率，通过nb、w的添加提高铁素体不锈钢产品的高温性能，然而在其要求的ti含量结合电磁搅拌添加下获得的连铸坯，具有40％的等轴晶率，其等轴晶率不高，在后期冷成型过程中无法完全保证优异的表面质量，同时电磁搅拌以及后期修磨工序的应用，会增加工艺难度以及成本。同时，上述专利均未提及对于双稳定化超纯铁素体不锈钢连铸坯等轴晶率的提高程度，以及相应的成分及工艺控制措施。

当铁素体不锈钢中采用ti、nb复合添加双稳定化工艺后，由于钢液成分的改变，使得该钢种的凝固特性发生变化，其凝固组织的形成与ti单稳定化工艺相比变得复杂化。由于ti，nb的复合加入，使得ti的加入量可以明显降低，这虽然有利于抑制大颗粒tin在液相线温度以上析出所给表面质量带来的不良影响，但低的钛含量，对形成高比例的等轴晶不利；因此，控制合适的ti、nb、c、n、al、mg、o含量，在钢液凝固过程中形成促进铁素体形核的(ti,nb)x(c,n)y是提高双稳定化超纯铁素体不锈钢等轴晶率的关键因素。

由于在一定条件下，(ti,nb)x(c,n)y在铁素体不锈钢凝固过程中自发形成比较困难，如果(ti,nb)x(c,n)y不能自发形成，铁素体不锈钢等轴晶率也难以提高，因此在铁素体不锈钢凝固过程中，需要确保(ti,nb)x(c,n)y的自发形成。在一定的冶炼条件下，mgo-al2o3-tiox可以在炼钢温度下形成，通过本发明人的研究表明，对于铁素体不锈钢，mgo-al2o3-tiox是促进(ti,nb)x(c,n)y形成的最佳物质，因此在本发明的新工艺中，提出在冶炼过程中控制合理的ti、al、mg、o元素含量，形成细小的mgo-al2o3-tiox，控制合理的ti、nb、c、n的元素含量，使冶炼过程中形成的细小的mgo-al2o3-tiox，在凝固过程中有效促进(ti,nb)x(c,n)y的形成，形成mgo-al2o3-tiox+(ti,nb)x(c,n)y复合核心，进而促进铁素体的形核，更加稳定有效地提高双稳定化超纯铁素体不锈钢连铸坯的等轴晶率。

目前对含铌铁素体不锈钢的相关资料，大多集中在材料特性方面，但稳定化元素ti、nb对于超纯铁素体不锈钢连铸坯凝固组织的影响，双稳定化超纯铁素体不锈钢凝固组织的合理控制、合金元素的合理范围、冶炼工艺条件的合理控制鲜有报道，同时nb、ti双稳定元素的优化配比、钢中c、n元素含量对凝固组织的影响关系、稳定化元素的偏析行为(尤其是nb)、钢中氧含量的影响以及冷却速率和浇铸温度的影响等，到目前为止尚没有见到系统报道。我国有关这种双稳定不锈钢的科学研究和材料使用性能与先进国家相比尚有较明显差距，为此，深入研究该品种钢的性能及工艺特点，提出新工艺，开发新品种显得极为重要和迫切。因此，如何使用较低的钛含量以及控制合理的nb、c、n、al、mg、o等元素含量的范围，进而得到高等轴晶率的双稳定化超纯铁素体不锈钢连铸坯，进一步提高了高温力学性能、成形性、耐蚀性以及外观质量，提出了合理的控制措施，并且对冶金过程及工艺进行了优化，已经成为这项技术的关键内容。

技术实现要素：

为了解决上述问题，本发明提供一种提高双稳定铁素体不锈钢连铸坯等轴晶率的工艺方法，所述的双稳定铁素体不锈钢为钛铌双稳定化超纯铁素体不锈钢，所述工艺方法通过控制钢水凝固前钢液中ti、nb、c、n、al、mg、o的元素含量，使钢水在凝固前沿形成以mgo-al2o3-tiox为基底，外围包裹(ti,nb)x(c,n)y的复合核心(以下简称“复合核心”)，并通过复合核心诱导钢液的形核，从而提高双稳定化超纯铁素体不锈钢的等轴晶率，改善铁素体不锈钢的冷加工及成型性能，提高产品的表面质量；

进一步地，所生产的双稳定化超纯铁素体不锈钢连铸坯，其元素含量以质量分数表示的范围如下所示：

ω[cr]：17.0％～24.0％、ω[ti]：0.10％～0.30％、ω[nb]：0.10％～1.0％、ω[c]≤0.025％、ω[n]：0.005％～0.025％、ω[o]：0.0010％～0.0050％、ω[al]：0.005％～0.050％、ω[mg]：0.0003～0.0012％、ω[si]：0.20％～1.0％、ω[mn]：0.10％～1.0％、ω[ca]<0.0003％，其余为fe和其他元素；

进一步地，所述工艺方法路线为：初炼炉—aod—vod—lf—连铸，其中：

1)初炼炉包括转炉或电炉，工艺任务包括原料的熔化和钢液的冶炼，对钢液进行初步脱碳，控制钢液中的碳元素的质量分数小于3％。对于转炉，原料主要采用三脱铁水，对于电炉，原料主要采用废钢，通过添加铬铁完成cr的合金化；

2)在aod中通过氩气和氧气复合吹炼对钢液实施初步脱氮以及脱碳操作，要求控制钢液中碳元素的质量分数小于0.5％，要求控制钢液中氮元素的质量分数小于0.05％；在aod冶炼过程中，为了控制钢液中的n含量在要求范围内，需要全程吹氩；在aod冶炼前期，通过顶部氧枪吹入氧气，进入氧化期，对钢液进行吹炼脱碳，当钢液中的碳含量降低到要求含量内时，停止吹氧，加入硅铁对在氧化期氧化的合金元素进行还原，使其他元素含量满足控制范围要求；

3)在vod中通过顶部吹氧进行深脱碳，通过真空处理进行深脱氮，要求控制钢液中碳元素的质量分数0.005～0.025％，要求控制钢液中氮元素的质量分数小于0.025％；

4)lf炉中调整钢液温度并控制炉渣成分，同时控制al的含量，使钢液中al的质量分数为0.005～0.050％，通过添加适量si-mn对钢液中的o元素以及al2o3进行控制，使o的质量分数为0.0010～0.0050％，随后喂钛线进行ti的合金化操作，进一步加入铌铁，进行nb的合金化操作，控制ti的质量分数为0.10～0.30％，nb的质量分数为0.10～1.0％；

5)连铸过程为了防止氮、氧元素的增加，采用全封闭浇注，中间包钢液过热度为10～55℃，结晶器和铸坯凝固末端采用电磁搅拌；

进一步地，所述lf炉工艺方法包括：

1)合金化方式：通过加入si-mn、al-si合金的方法对钢液进行复合脱氧，软吹35min后，要求控制钢液中氧元素的质量分数范围为5ppm～50ppm；

2)随后，通过喂钛线的方法进行钛的合金化，加入铌铁进行元素nb的合金化；

3)随后继续软吹10～15min，控制钢液中钛元素的质量分数为0.10～0.30％，nb的质量分数为0.10～1.0％，控制钢液中铝的质量百分数为0.005～0.050％；

进一步地，在lf炉精炼工艺中，炉渣成分满足如下条件：

①2.0％≤ω(cao+mgo)/ω(al2o3)≤3.5％、②ω(tio2)≤3.0％、③6.0％≤ω(mgo)≤15％、④10％≤ω(sio2)≤25％，其中，成分含量以质量分数表示。

根据本发明所生产的双稳定化超纯铁素体不锈钢化学成分设计中，元素ti、nb、c、n、o、al、mg是控制复合核心形成的关键成分，因此上述成分的设计原则如下：

ti元素：是形成复合核心的关键因素，当ω[ti]<0.10％时，此时元素ti含量较低，无法在凝固过程中形成有效数量的复合核心，无法诱导高温铁素体的形成，对于提高铁素体不锈钢连铸坯等轴晶率的效果较差，当ω[ti]>0.30％时，此时元素ti含量较高，容易在凝固开始之前形成tin、tiox夹杂物并聚集长大，导致连铸过程中水口堵塞问题，并影响产品表面质量及使用性能。

o元素：是决定mgo-al2o3-tiox形成的关键元素，在元素ti含量处于要求范围内的情况下，需要控制氧元素含量0.0010％≤ω[o]≤0.0050％，当ω[o]≤0.0010％时，无法形成足够数量的异质形核核心，当ω[o]≥0.0050％时，容易过早形成mgo-al2o3-tiox并聚集长大形成夹杂物，同样会影响产品表面质量及使用性能。

nb元素：可以与钢中的碳元素结合，降低碳元素的固溶量，提高了铁素体不锈钢的耐晶间腐蚀能力与冷成型性能。nb元素也可以较大程度地扩展铁素不锈钢的两相区，有利于形核核心的充分形成与形核，促进等轴晶率的进一步提高，同时nb元素的添加可以使晶粒细小，提高铁素体不锈钢连铸坯的等轴晶率。然而，当ω[nb]<0.10％时，nb对提高铁素体不锈钢等轴晶率的效果有限，当ω[nb]>1.0％时，晶粒将变得非常细小，远小于冷加工所需要的晶粒尺寸，造成nb元素的浪费，提高了生产成本。

al元素：是本工艺方法中的主要脱氧元素，用于控制氧元素的含量范围，如果ω[al]<0.005％，会导致o含量的范围波动较大，增加了mgo-al2o3-tiox聚集长大形成夹杂物的可能，然而当al含量过高，即ω[al]>0.050％，会导致钢中元素o含量过低，同时元素al会与元素ti争夺o元素，不利于形成复合核心，不利于等轴晶率的提高。

mg和ca元素：是冶炼过程中的强脱氧元素，因此需要控制在较低水平，其中mg元素同时控制复合核心的形成，本发明的工艺方法中mg元素的来源，主要是通过钢液中的ti、al等活泼元素与炉衬耐火材料和炉渣的反应进入钢液中的。当ω[mg]>0.0012％或者ω[ca]>0.0003％时，说明钢液中的氧含量较低，无法形成mgo-al2o3-tiox，当ω[mg]<0.0003％时，无法为mgo-al2o3-tiox的形成创造有利条件，不利于等轴晶率的提高。

c和n元素：对铁素体不锈钢的耐蚀性、焊接性及成形性等均会产生较大的不利影响，因此，要求尽可能地降低钢中碳、氮元素含量，因此，需要控制ω[c]≤0.025％、ω[n]≤0.025％。另外，在要求的ti元素含量范围内，能够有相应数量的n元素与ti结合形成复合核心外围的(ti,nb)x(c,n)y，需要控制ω[n]≥0.005％。

cr、si和mn元素：元素cr、si、mn的含量范围要求符合国家标准即可，其余成分为元素fe及不可避免的杂质元素。

对于lf炉精炼工艺中炉渣的成分设计原则如下：

(1)当渣中ω(cao+mgo)/ω(al2o3)>3.5，此时cao和mgo的含量较高，炉渣熔点高，炉渣流动性差，当渣中ω(cao+mgo)/ω(al2o3)<2.0，此时al2o3含量高，渣吸收al2o3的能力变差，会导致钢中al2o3夹杂的数量变多。

(2)考虑到ti元素收得率以及成本因素，要求控制渣中tio2含量ω(tio2)≤3.0％。

(3)控制渣中mgo的质量分数在6％～`15％之间，可以保证钢中mg的质量分数处于权利要求范围内，当ω(mgo)<6.0％，钢液中无法保证足够的mg含量，无法形成有效的mgo-al2o3-tiox，当ω(mgo)>15％，渣的熔点较高，流动性差，并且容易被钢液中的al、ti元素还原，降低al、ti元素的收得率，提高钢液中的mg含量，使钢液中的氧含量较低，无法形成有效的mgo-al2o3-tiox。

(4)当ω(sio2)<10％，此时sio2含量较低，炉渣熔点高，炉渣流动性差，ω(sio2)>25％，sio2含量高，易发生反应[ti]+(sio2)＝(tio2)+[si]，钢液中的合金成分ti元素被氧化进入渣中，导致ti的收得率降低

本发明的有益效果如下：

1)：本发明所述工艺方法极大减少ti的加入量，有效避免由于过量ti加入产生的tin、tiox引起的连铸工艺过程中的水口结瘤问题；

2)：nb元素的合理控制对双稳定化超纯铁素体不锈钢的初生晶粒产生强烈的钉扎作用，在提高材料高温性能、力学性能的同时，降低了晶间腐蚀的发生几率，细化铸态组织，提高了连铸坯的表面质量；

3)：本发明所述工艺制造的双稳定化超纯铁素体不锈钢铸坯具有较高的等轴晶率、良好的成形性能，有效缓解了传统工艺制造的铁素体不锈钢铸坯在成形过程中的皱褶现象，使用本发明连铸坯生产的铁素体不锈钢产品具有表面光洁度高，表面质量好等优异特性。

附图说明

图1为实验室条件下采用本发明新工艺冶炼的铁素体不锈钢铸锭(s1)的凝固组织；

图2为实验室条件下采用本发明新工艺冶炼的铁素体不锈钢铸锭(s2)的凝固组织；

图3为实验室条件下采用本发明新工艺冶炼的铁素体不锈钢铸锭(s3)的凝固组织；

图4为实验室条件下采用传统工艺冶炼的铁素体不锈钢铸锭(s4)的凝固组织；

图5为工业生产条件下本发明新工艺生产的铁素体不锈钢连铸坯凝固组织；

图6为工业生产条件下传统工艺生产的铁素体不锈钢连铸坯凝固组织；

图7为场发射扫描电子显微镜观察到的复合核心形貌图；

图8为场发射扫描电子显微镜观察到的复合核心能谱图。

具体实施方式

为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合附图及实施例，对本发明进行进一步详细描述。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用于解释本发明，并不用于限定本发明。相反，本发明涵盖任何由权利要求定义的在本发明的精髓和范围上做的替代、修改、等效方法以及方案。进一步，为了使公众对本发明有更好的了解，在下文对本发明的细节描述中，详尽描述了一些特定的细节部分。对本领域技术人员来说没有这些细节部分的描述也可以完全理解本发明。

下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步说明，但不作为对本发明的限定。下面为本发明的举出最佳实施例：

如图1-图8所示，本发明提供一种提高双稳定化超纯铁素体不锈钢连铸坯等轴晶率的工艺方法，本发明所述工艺方法通过严格控制连铸工艺前，即钢水凝固前钢液中ti、nb、c、n、al、mg、o的元素含量，同时结合相应的冶炼、浇铸工艺，使钢水在凝固前沿形成以mgo-al2o3-tiox为基底，外围包裹(ti,nb)x(c,n)y的复合核心(以下简称“复合核心”)，并通过复合核心诱导钢液的形核，从而提高双稳定化超纯铁素体不锈钢的等轴晶率，改善铁素体不锈钢的冷加工及成型性能，提高产品的表面质量。该工艺极大减少ti的加入量，有效避免由于过量ti加入产生的tin、tiox引起的连铸工艺过程中的水口结瘤问题，nb元素的合理控制对双稳定化超纯素体不锈钢的初生晶粒产生强烈的钉扎作用，在提高材料高温性能、力学性能的同时，降低了晶间腐蚀的发生几率，细化铸态组织，提高了连铸坯的表面质量。本发明所述工艺制造的双稳定化超纯铁素体不锈钢连铸坯具有较高的等轴晶率、良好的成形性能，有效缓解了传统工艺制造的铁素体不锈钢连铸坯在成形过程中的皱褶现象，使用本发明连铸坯生产的铁素体不锈钢产品具有表面光洁度高，表面质量好等优异特性。

根据本发明所述一种提高双稳定铁素体不锈钢连铸坯等轴晶率的工艺方法，分别进行了实验室实验以及工业化实验：

1、在室实验10kg感应炉，由本发明工艺冶炼3个铸锭，分别为s1、s2、s3，每组铁素体不锈钢铸锭的ti、nb含量不同，其余成分含量均在本发明权利要求范围内，由本发明工艺生产的铸锭的化学成分如表1所示。为了模拟实际连铸过程，采用冷却强度较高的铸铁模浇铸，加入预制的预熔渣，在此条件下为了控制钢液成分，稳定钢液中氧、氮元素的含量。实验工艺步骤方法如下：

①取原料纯铁加入10kg感应炉炉衬中，加热熔化；

②待纯铁完全融化后，在熔化的铁液上放置500g预熔渣，预熔渣的渣成分的质量分数为：ω(cao)＝42％，ω(sio2)＝24％，ω(al2o3)＝20％，ω(tio2)＝2％，ω(mgo)＝12％；

③待铁液、预熔渣完全熔化后，加入金属铬、铌片，进行cr、nb的合金化；

④待cr、nb熔化后加入适量硅铁、锰铁；

⑤保温5min后，加入铝粒；

⑥保温2min后，加入海绵钛；

⑦保温1min后，模铸：浇铸过程控制出钢温度为1580℃，过热度大约为80℃；

⑧待钢液凝固后，进行脱模操作。

另外，为了对比发明工艺效果，在室实验10kg感应炉，由传统工艺冶炼一个铸锭s4，由传统工艺生产的铸锭的化学成分如表2所示。

表1实验室条件下由本发明工艺生产的铸锭的化学成分含量(质量百分数，wt％)

表2实验室条件下由传统工艺生产的铸锭的化学成分含量(质量百分数，wt％)

实验室条件下得到采用本发明新工艺冶炼的铁素体不锈钢s1～s3的凝固组织如图1～3所示，实验室条件下得到采用传统工艺冶炼的铁素体不锈钢s4的凝固组织如图4所示。对比图1～3与图4，由本发明所述工艺冶炼的实验钢的等轴晶率明显提高，同时，由新工艺生产的铁素不锈钢铸锭的平均晶粒显著降低。

2、本发明在工业生产中进行了工业化实验，采用初炼炉－aod－vod－lf－cc流程生产，具体步骤为：

第一步，初炼炉熔炼：初炼炉采用不锈钢转炉冶炼：

使用三脱铁水为主要原料，不兑废钢，加入cr-fe，完成cr合金化，通过氩氧复吹完成初脱碳，同时完成初脱氮功能，挡渣出钢；

第二步，氩氧复吹脱碳炉精炼(aod)；

在aod中通过氩气和氧气复合吹炼对钢液实施初步脱氮以及脱碳操作，要求控制钢液中碳元素的质量分数小于0.5％，要求控制钢液中氮元素的质量分数小于0.05％；

第三步，真空吹氧脱碳炉精炼(vod)：

在vod中通过底部吹氧进行深脱碳，通过真空进行深脱氮，精炼结束后，要求控制钢水碳元素的质量分数小于0.01％，要求控制钢水中氮元素的质量分数范围为50ppm～400ppm；

第四步：钢包炉精炼(lf)：

调节精炼渣的成分处于权力要求范围内，具体成分为：ω(cao)＝50％，ω(sio2)＝15％，ω(al2o3)＝25％，ω(tio2)＝4％，ω(mgo)＝8％，其余为feo、mno等不可避免的杂质。

通过向钢液中加入si-mn、al-si合金的方法对钢水进行复合脱氧，软吹35min后，要求控制钢水中氧元素的质量分数范围为5ppm～50ppm。通过加入铌铁的方式进行铌的合金化，随后，通过喂钛线的方法进行钛的合金化，继续软吹15min，要求控制钢水中钛元素的质量分数为0.15％，控制钢水中铌元素的质量分数为0.2％，要求控制钢水中全铝的含量为0.008％，其他成分含量处于权力要求范围内。

第五步：连铸：

中间包钢水过热度为10～50℃，连铸采用全封闭浇注，拉速为1.0m/min，结晶器和铸坯凝固末端采用电磁搅拌，连铸坯的横断面尺寸为“1260mm×200mm”。

取本发明生产的连铸坯进行化学成分分析，结果如表3。

表3工业生产条件下由本发明工艺生产的连铸坯的化学成分含量(质量百分数，wt％)

工业生产条件下，采用本发明所述工艺方法生产的铁素体不锈钢连铸坯所观察到的凝固组织如图5所示，传统工艺生产的铁素体不锈钢连铸坯所观察到的凝固组织如图6所示。对比图5与图6，由新工艺冶炼的实验钢的等轴晶率80％以上。对本发明所生产的铁素体不锈钢利用场发射扫描电子显微镜进一步分析，发现的复合核心形貌及其能谱图如图7和图8所示。因此，根据本发明提出的一种提高双稳定化超纯铁素体不锈钢连铸坯等轴晶率的工艺方法，可以得到高等轴晶率的双稳定化超纯铁素体不锈钢连铸坯。

以上所述的实施例，只是本发明较优选的具体实施方式的一种，本领域的技术人员在本发明技术方案范围内进行的通常变化和替换都应包含在本发明的保护范围内。