高强度、高伸度以及低平面非均质性的双相结构的铬不锈钢带的生产方法

专利名称:高强度、高伸度以及低平面非均质性的双相结构的铬不锈钢带的生产方法
发明范围本发明涉及一种工业化生产高强度，高伸度以及对强度和伸张度而言具有低平面非均质性的双相结构铬不锈钢带的新工艺。该产品作为要求具有高强度的成型材料(如用冲压成型)是很有用的。
以铬为主要合金元素的铬不锈钢可分为马氏体不锈钢和铁素体不锈钢。这些不锈钢与以铬和镍为主要合金元素的奥氏不锈钢相对并不贵且具有铁磁性和小的热膨胀系数，这是奥氏体不锈钢所不具备的性质。因此，在许多应用中使用铬不锈钢不仅是出于经济原因而且于其具有上述性质。尤其在使用铬不锈钢制造电子仪器及精密机械的另部件的领域，随着近年来需求的增长，对高效，微型，集成制成品的高精密度以及简化工序的要求变得越来越重要。这样，除了不锈钢所固有的抗腐蚀性及铬不锈钢的上述性质之外，作为加工材料，铬不锈钢片还应具有更高的强度，好的加工性能及高精密性。因此，作为加工材料，在工艺上就要求铬不锈钢片具有相互抵触的高强度和高伸张的统一以及加工前具有精密的厚度，而加工后具有精密形状。
关于通常铬不锈钢片材的强度，众所周知，马氏体不锈钢具有很高的强度。例如，有七种马氏体不锈钢冷轧不锈钢片在JIS C4305(日本工业标准)中已述及。这些马氏体不锈钢的碳含量在0.08%(SUS410S)到0.60-0.75%(SUS440A)范围。与相同铬水平的铁素体不锈钢相比它们的碳含量较高，通过淬火处理或淬火回火处理使其达到高强度。例如，在JIS G4305中已披露，含0.26-0.40%碳和12.00-14.00%铬的SUS420J2钢可通过在980°-104℃淬火接着回火(在150-400℃加热和使其在空气中冷却)处理使其硬化到至少HRC40水平;在1010-170℃淬火接着回火(在150-400℃加热并空气冷却)可使含0.60-0.75%碳，和16.00-18.00%铬的SUS440A钢硬化到至少HRC40水平。
另一方面，至于铬不锈钢中的铁素体不锈钢片，通过加热处理使其硬化不能达到预期结果，因此，通过冷加工硬化而增加其强度。该方法包括退火和硬化冷轧。然而，事实上铁素体不锈钢在需要高强度材料的应用中没有吸引力问题。
在淬火或淬火和回火条件下，马氏体不锈钢基本上具有马氏体钢结构及高强度和高硬度。但在此条件下其拉伸性能极差。因此，一旦经过了淬火或淬火及回火处理后，其加工和成型度非常困难。尤其是在淬火或淬火及回火后，象冲压成型这样的加工成型是不可能的。因此，任何一步加工和成型必须在淬火或淬火及回火之前完成。通常，生产厂家给的是退火的材料，也就是说在低强度和低硬度条件下，正如JIS G4305中表16中所表明的那样，该材料先加工或成型到接近终产品的形状，然后再淬火或淬火及回火处理。在许多情况下，由于淬火或淬火及回火造成的表面氧化膜或鳞皮是所不希望的，因为不锈钢漂亮的表面是很重要的。这样，对于加工或成型者来说，将成型的终产品在真空或惰性气体中进行热处理以除去成型产品表面上的鳞片是必要的。就加工者来说，热处理就一定增加产品成本。
经硬化冷轧而增加强度的铁素体不锈钢片具有很差的加工性能，因为硬化冷轧显著地降低了伸张度，使强度-伸张度平衡度得很差。进一步说，硬化冷轧增加了材料的弹性极限应力而不是抗拉强度。因此，对在高压延率下硬化冷轧的材料，弹性极限应力与抗拉强度之差变小，屈服比(弹性极限应力与抗拉强度之比)接近于1，这就使材料的塑性可加工范围变窄。一般说来高弹性极限应力材料在成型时，如冲压成型，没有好的形状，这是由于其很大的反弹性。更进一步说，硬化冷轧材料就强度和伸张度而言具有显著的平面非均匀性。由于这一原因，硬化冷轧材料未必能成型为好的形状，即使施加小的冲压成型。众所周知，当一钢片滚轧时，越靠近钢片表面其应变度越大，这样，硬化冷轧材料不可避免地造成应变在厚度方向上分布不均匀，进而造成残余应力在厚度方向上的不均匀，而使其发生形变，如钢片翘曲。对于超薄片在经光刻成孔或冲切后变形更明显。在应用中发生形变是严重问题，如作为需要高精密度的电子元件。除了上述与其性质有关的问题外，硬化冷轧材料还造成与加工管理有关的许多问题。关于硬度控制，由于硬化冷轧中采用冷轧加工硬化，所以压延率是决定强度的最重要因素。因此，为精确，稳定地生产所需厚度和强度的产品，严格控制压延率以及严格控制硬化冷轧前的材料的厚度和强度是必要的。关于形状控制，使用百分之几十的压延率进行冷轧可达到增加强度目的。与此不同，以整形为目的表皮光轧和其它轧制压延率为2%或3%。在冷轧条件下，以百分之几十的压延率冷轧是不能给出形状精密的产品的。因此，对已冷轧的材料进行消除应力处理通常是必要的，为使其定形，将材料加热到低于恢复重结晶的温度，在此温度下，材料不变软。
除了上述由于硬化冷轧造成的问题外，铁素体不锈钢片还有起皱的问题，这可说是其固有的问题。然而起皱是在铁素体不锈钢冲压成型时，在冷轧和退火的钢片表面形成的一种表面缺陷，称作冷轧折皱的表面缺陷在硬化冷轧铁素体不锈钢片表面经常发现。这种折皱的生成在表而平滑很重要的应用中则是严重问题。
如果钢生产厂能提供一种铬不锈钢带，而该钢带具有适当高的强度，好的伸张度，易于加工成型，低非均质性以及不起皱，那么上述问题将得到解决。为此，对铬不锈钢的组成和加工工艺进行了深入研究。结果表明，根据本发明的方法生产的铬不锈钢带基本上解决了上述所有问题。按本发明生产的铬不锈钢具有主要由铁素体和马氏体组成的双相结构，具有高强度和伸张度，低平面非均质性，以及其硬度至少为HV200，本方法包括热轧一钢板以提供一热轧的钢带，所说的钢的组成按重量计，除Fe外，有10.0%-20.0%的Cr，最高到0.15%的C和0.12%的N，其(C+N)不少于0.02%但不多于0.20%，最高的2.0%的Si，1.0%的Mn，以及0.6%的Ni;
冷轧已热轧过的钢带以提供一所需要厚度冷轧带，最好至少经二步冷轧以提供所需厚度的冷轧带，在二步冷轧步骤之间进行一中间退火步骤，所谓中间退火是加热并保持在某一温度下使生成单相铁素体;
连续最后热处理步骤，在该步骤冷轧过的钢带连续通过一加热区，在该区将其加热到钢的Ac1点到1100℃范围内的某一温度，以使生成铁素体和奥氏体两相，保持此温度不超过10分钟，然后加热的带以足以使其由奥氏体转变成马氏体的冷却速率冷却。
本发明不仅解决了上述各难题，也提供了生产铬不锈钢带的新工艺。本发明的方法，其优点在于产品温度可自由而简便地通过控制钢的组成，最终热处理温度/或最终热处理的冷却速度进行调节。按本发明的方法生产的产品其强度和伸张度兼而有之，这是商业得到的马氏体或铁素体不锈钢带所不具备的，并且就其强度和伸张度而言具有低平面非均质性。本发明的产品以钢带卷的形式供应市场。
已知，在工艺上当典型的铁素体不锈钢，如SUS430，加热到高于其Ac1点时，奥氏体便形成，以及当这样加热的钢淬火后，奥氏体转变成马氏体，结果生成铁素体和马氏体的双重结构。然而，在铁素体不锈钢冷轧带生产中，在一高温度下能生成奥氏体，冷轧过的带的任何热处理严格说就是在单相铁素体是稳定的温度下的退火。冷轧钢带的热处理时一般来说应避免其温度高到足以使生成马氏体的温度，因为会造成钢质变坏，如伸张度，这样的加热温度在带片工业生产中是禁忌的。因此，迄今我们已知，还没有专利和冶金方面文献像本发明一样述及冷轧铬不锈钢带的连续热处理方法，在本发明中铬不锈钢带经过最后一道热处理将冷轧过的钢带加热到足够高的温度使生成铁素体和奥氏体两相，抗拉性和加热温度的关系以及与强度和伸张度有关的非均质性都进行了详细研究。本发明提供了生产(高强度)铬不锈钢带的新方法，同时作为本方法的结果，还提供了一般铬不锈钢带所不具备的卓越性质的新型铬不锈钢带。
现将对本发明做进一步说明，尤其是对钢的化学组成，加工工艺条件和步骤。
用于本发明方法的钢的组成，按重量计，除Fe外，10.0%-29.0%的Cr，最高到0.15%的C，0.12%的N，(C+N)不少于0.02%，但不多于0.20%，最高到2.0%的硅，1.0%的Mn以及0.6%的Ni。
Cr的量至少为10.0%使其达到所要求的抗腐蚀水平。然而当Cr含量的增加，一方面需要相当量的奥氏体形成物最终生成马氏体以达高强度，另一方面，产品变得昂贵。因此，Cr的上限为20.0%。含有14.0%Cr的铬不锈钢这里算作低铬钢，而高于14.0%的为高铬钢。
与Ni和Mn相比，C和N为强的和便宜的奥氏体前体，并具有高的强化马氏体的能力。因他们能有效地控制和增加产品强度。(C+N)的可容许低限取决于Cr含量和其它奥氏体前体的量。对于低铬钢至少需要0.02%的(C+N)以获得含有相当量的奥氏体的双相结构产物和硬度至少为HV200的产物。当铬含量增加，(C+N)的最低量应增加。这样，至少0.03%的(C+N)是必要的，当然也取决于Mn和Ni的含量。另一方面，应避免(C+N)含量过高，否则最终生成的马氏体量会增加，经常达100%，并且生成的马氏体相的硬度变得不适当的高，使得产品伸张度变差。(C+N)的上限取决于Cr含量。对于低铬钢，(C+N)控制在0.12%以内。而在相对较高的铬钢中，(Cr含量大于14.0%)(C+N)达0.20%是允许的。
C控制在不高于0.15%的水平，尤其是对于低铬钢不高于0.10%。如果C含量过高，产品的抗腐蚀性会降低，这是由于在连续热处理的冷却步骤中碳化铬在颗粒界面沉积的缘故。
N含量的上限取决于Cr含量。对于Cr含量较高的钢，N可达0.12%。而对于低Cr钢，N最好控制在不高于0.08%。N含量不适当地高会造成表面缺陷增加。
Si是铁素体形成物，并溶于铁素体和马氏体两相中由此强化产品。Si的上限定为2.0%，Si的含量过高会损害产品的热和冷加工性能。
Mn和Ni是奥氏体的形成物，对于控制马氏体量和产品强度是有用的。出于经济原因，这些元素的上限Mn定为1.0%，Ni定为0.6%，象通常对于标准的铬铁素体钢和马氏体钢是允许的那样。
除了上述合金元素之外，本发明的钢亦可选择地含有至少一种其它有用元素，直到含0.20%的Al，0.0050%的B，2.5%的Mo，0.10%的REM(稀土金属)和0.20%的Y。
Al是有效的去氧元素，能显著地减少A2夹杂物，该物质有损于产品的冲压成型性能。然而当Al含量达到和超过0.20%时，上述Al的效应达到饱和，且趋于增加表面缺陷。因此，Al的上限定为0.20%。
B能有效地改进产品的韧性。而这种影响即使痕量B就能实现，当B量达到和超过0.0050%其效应即达饱和。因此B的上限定为0.0050%。
Mo能有效地增强产品的抗腐蚀性，出于经济原因Mo上限定为2.5%。
REM和Y能有效地提高产品在高温下的热加工性能和抗氧化性。它们在按本发明在高温下进行连续最终热处理过程中能有效地抑制氧化物皮的生成，于是在去氧化皮后提供一好的表面质地。然而当REM和Y分别达到和超过0.10%和0.20%后其效应趋于饱和。因此，REM和Y的上限分别是为0.10%和0.20%。
除了上述有用的合金元素外，本发明的钢可能含有痕量的S，P和O。
至于S则越少越好，因为它有害于钢的抗腐蚀性和热加工性能。S的上限定为0.030%。
P溶入钢中可强化该钢。然而，我们将P的上限定为0.040%，正好在常规的铁素体和马氏体钢标准中所列出的，因为P含有害于产品的韧性。
O生成非金属夹杂物，于是降低钢的纯度。由此，O的上限定为0.02%。
这样按本发明的一个实施方案，所用钢的组成主要为(按重量计)C最高到0.10%Si″″″2.0%Mn″″″1.0%P″″″0.040%S″″″0.030%Ni″″″0.60%Cr从10.0%到14.0%N最高到0.08%，(C+N)不少于0.02%，但不多于0.12%。
O最高到0.02%以及至少一种元素选自下列元素组Al最高到0.20%B″″″0.0050%Mo″″″2.5%REM″″″0.10%Y″″″0.20%剩下的为Fe和不可避免的杂质。
根据本发明另一实施方案，所使用的钢的组成按重量计为C最高到0.15%Si″″″2.0%Mn″″″1.0%P″″″0.040%S″″″0.030%Ni″″″0.60%Cr″″″14.0%到20.%
N最高到0.12%，(C+N)不少于0.03%，但不高于0.20%，O最高到0.02%以及任意地至少一种元素选自下列元素组Al最多到0.20%B″″″0.0050%Mo″″″2.5%REM″″″0.10%Y″″″0.20%其余为Fe和不可避免的杂质。
根据本发明的方法包括热轧，冷轧和连续最终加热处理阶段。
热轧一具有选定化学组成的铬不锈钢板，该钢系以常规制钢和烧铸技术制成，用常规技术热轧成一热轧带。如，热轧在约1100℃到1200℃下开始，在约850℃下结束。然后该热轧出的带在约650℃下卷成卷，通常每卷重约8到15吨并在空气中冷却。这样的卷冷却速度很慢。另一方面，虽然在高温下热轧出的铬不锈钢具有奥氏体和铁素体两相结构。铬不锈钢由于温度降低奥氏体向铁素体的转变速率要比低碳钢慢。因此，在本发明的热轧带中在高温下奥氏体钢的成份不能完全转变成铁素体钢。在热轧条件下，本发明的钢具有一层状类带相结构，该相由奥氏体向铁素体转变的中间体所组成，像具氏体，另一相是铁素体，该二相都或多或少地在热轧方向上被拉伸。经热轧过的带最好退火和去氧化皮。热轧带的退火不仅可使材料软化以增强其冷轧性能，而且可在某种程度上将上述热轧带中的中间转变体(该相在热轧高温下是奥氏体)分解和转变成铁素体和碳化物。不论是连续退火还是闭箱式退火都可用于热轧带的退火。
冷轧将热轧的钢带最好经过退火和去氧化皮，冷轧到所需厚度，其厚度可达约0.1mm到1.0mm厚，本发明中，该厚度的产品在用作冲压成型法制造电子仪器和精密机械部件的材料。
冷轧可在无中间退火条件下一步冷轧。所谓“无中间退火一步冷轧”“是指将经热轧过的带压制成所需要厚度的冷轧带，不论是一次通过冷轧还是多次通过冷轧而无中间退火，不管其通过轧机的次数。厚度减少的轧制速率可在约30%到95%范围。无中间退火一步冷轧而后经最后热处理的产品在此称之为1CR材料。
更可取地，冷轧最好是按至少两步冷轧完成，于两步冷轧间加一中间退火步骤。这一中间退火步骤是将冷轧过的带加热到某一温度，在该温度下，铁素体单相在后一冷轧前便形成了。显然，中间退火温度低于钢的Ae1点。在每一冷轧步骤中，钢带至少通过轨机一次使其厚度减小。在每一冷轧步骤中，其减少速率最好至少约30%。在通过至少两步冷轧，并在两步冷轧中插入一前中间退火，再经最后热处理生产的产品在此称之为2CR材料。1CR材料就强度和伸张度而言具有令人满意的低的平面非均质性，2CR材料则具有更低的平面非均质性。
冷轧是本发明的主要意图。当热轧过的带，或经退火后，经受连续最后热处理时，就得到了铁素体和马氏体的二相结构。然而，得到的该结构或多或少地随热轧带轧制而生成，该结构由分别沿轧制方向排列的相当大的铁素体和马氏体颗粒组成，结果造成对强度和伸张度而言明显的平面非均质性。相反，当热轧带，最好退火过的热轧带冷轧时，最好按至少两步进行冷轧并在两步冷轧间进行中间退火处理，将带加热到某一温度使其生成铁素体单相，然后按本发明进行连续最后热处理，热轧条件下的钢的层状类带结构瓦解了得到细小铁素体和马氏体均匀混合的两相结构。这样本发明的产品就强度和伸张度而言具有低的平面非均质性，并具有出色的加工性能和成型性能。进一步说，不经过冷轧要制备能满足厚度准确，成型精密和表面质量好的要求的薄钢带是非常困难的。
连续最后热处理冷轧的钢带连续地通过一加热区，在该区将其加热到该钢的Ac1点到1100℃的温度范围内某一温度使其生成铁素体和奥氏体两相，保持该温度不超过10分钟，然后将加热的带以足够的冷却速率冷却以使奥氏体转变成马氏体。
按本发明，在连续最后热处理步骤中，加热冷轧钢带到某一温度是重要的，在此温度下会生成铁素体和奥氏体两相，也就是该温度不能低于钢的Ac1点。然而在接近钢Ac1点温度进行连续热处理时，奥氏体的形成量随温度而明显变化，结果在淬火后不能稳定地获得所要求达到的硬度水平。我们发现这种所不希望的硬度变化是可避免的，只要所使用的加热温度至少高于钢的Ac1点大约100℃即可。这样，本发明的连续热处理最可取加热温度高于钢的Ac1点至少约100℃;更具体地说至少约900℃，更可取的为至少约950℃。加热温度上限不是很严格。一般地，温度越高，钢越被强化。然而当加热温度接近1100℃，强化效应达饱和甚至偶然地降低，而能耗增加。因此我们选定加热温度的上限为约1100℃。
至于加热冷轧钢带到铁素体和奥氏体两相结构生成的温度的冶金学上的意义，我们可以叙及铬碳化物和氮化物的溶解，奥氏体的生成，C和N在奥氏体中浓集。就这里所涉及的钢而言，这些现象在短时间内达到了平衡。因此，被处理的材料维持在所需温度下的加热时间可短至不超过约10分钟加热时间的缩短使从生产效率和加工成本角度要使本发明的方法具有优越性。按上述加热条件，使其生成足够量的奥氏体是可能的，最终的奥氏体按马氏体体积计算至少约10%(高铬钢情况)或至少约20%(低铬钢情形)。
连续最终热处理时的冷却速率应足以使奥氏体转变为马氏体。实际上，冷却速率至少约1℃/秒，至少约5℃/秒更可取。冷却速率上限不严格，但冷却速率超过约500℃是不能达到的。保持上述冷却速率使奥氏体转变成马氏体。当这一转变完全完成后，冷却速率就不严格了，这点是可理解的。钢带的冷却或使用气体或液体的冷却介质或通过水冷辊进行辊冷均可。根据本发明，对冷轧带按下法进行连续热处理是方便的，即连续展开冷轧钢带卷，使其通过一个有加热区和淬火区的连续热处理炉，然后卷起处理过的带。
本发明将通过以下各例参看附图做进一步说明，其附图为图1为1CR产品马氏体量和硬度与最后热处理温度的关系图。
图2是1CR产品的金属结构照片。
图3示出低铬2CR产品马氏体量和硬度与最终热处理温度的关系。
图4是低铬2CR产品金属结构照片。
图5示出高铬2CR产品马氏体量及硬度与终热处理温度的关系。
图6是高铬2CR产品金属结构照片。
例1该例是有关表明1CR产品的马氏体量及硬度与最后热处理温度关系的实验。
表1(百分重量)钢 C Si Mn P SAB 0.040 0.18 0.20 0.021 0.010B 0.102 0.45 0.76 0.020 0.009C 0.068 0.46 0.40 0.18 0.008钢 Mi Cr N Al OA 0.10 11.94 0.035 0.018 0.008B 0.10 17.25 0.026 ＜0.005 0.012C 0.09 16.44 0.022 ＜0.005 0.18将化学组成如表1所示出的钢A，B，C进行浇铸，热轧成3.6mm厚，在炉中780℃退火6小时，在同一炉子中空气冷却，酸洗，并在无中间退火下单步冷轧将其轧制成0.7mm厚(压延率80.06%)。从每一冷轧材料中切下的片在780℃-1200℃间某一温度下加热约1分钟并在平均冷却速率约20℃/秒下冷却到环境温度。产品马氏体量(%，体积计)和硬度(HV)进行了测定。结果示于图1，图中A，B，C，分别表示A，B，C钢。
图1说明，当最后热处理温度超过800℃，可能是钢的Ac1点，马氏体开始生成并且其量随温度进一步升高而增加，当温度超过约900°-950℃时马氏体增加速率变小，马氏体量趋于饱和。图1还进一步说明其硬度的行为与加热温度相关，马氏体的量越高硬度也越高。
在实际连续热处理生产线上，某些温度偏差(偏离目标温度约±20℃)同一带的纵向上的偏差和不同带间的偏差是不可避免的。图1说明有一定的温度范围，在该范围内硬度和强度随温度的变化相对来说是小的。我们更倾向于使用这样的加热温度范围进行连续热处理，该范围从至少高于钢的Ac1点约100℃到1100℃，更具体地说从约900-950℃到约1100℃。如此做，用一现成的热处理线可稳定地获得在同一带的纵向上和不同带之间强度变化小的钢带。
例2该例是关于表明双相结构1CR材料性质与化学组成相同的硬化冷轧材料的比较实验。实验材料按下述工艺制备。
(1)1CR材料一厚度为3.6mm的热轧钢片B在温度780℃的炉中退火6小时，在同一炉中冷却，酸洗，无中间退火一步冷轧成0.7mm厚(压延率80.6%)，970℃加热约1分钟，以平均冷却速率20℃/秒冷却至环境温度。图2是上述方法制备的材料的金属结构照片。图片中，显白色区域为铁素体，而显黑色或灰色区域为马氏体。可看出该材料具有细粒铁素体和马氏体颗粒均匀混合的双相结构。
(2)硬化冷轧材料一厚度为3.6mm的热轧B钢片在780℃炉温下退火6小时，在同一炉子中冷却，去氧化皮，冷轧成2.0mm厚，800℃退火1分钟，空气冷却硬化冷轧成0.7mm厚。
对两种材料样进行与轧制方向成0°(L)，45°(D)和90°(T)方向上的抗拉强度(kgf/mm2)和伸张度试验以及硬度实验。结果示于表2。
表2
(1)在970℃下经最后热处理的双相结构1CR材料。
(2)以65%压延率硬化冷轧的材料。
表2示出，与化学组成相同的硬化冷轧材料相比，在硬度和强度相当的情况下，具有双相结构的1CR材料在所有方向上具显著高的伸张度。表2还进一步揭示出当与化学组成相同，硬度，强度相同的硬化冷轧材料相比，双相结构1CR材料就强度和伸张度而言，能明显改进平面均质性。
例3，本例是有关表明低铬2CR产品的马氏体量和硬度与最后热处理加热温度关系的实验。
表3(百分重量)钢 C Si Mn P SD 0.021 0.55 0.41 0.018 0.006E 0.033 0.54 0.45 0.018 0.006钢 Ni Cr N Al OD 0.15 12.22 0.009 0.023 0.006E 0.16 12.19 0.009 0.008 0.008
将表3示出化学组成的钢D和E以及表1中的钢A浇注，热轧成3.6mm厚，在一炉中，780℃退火6小时，同一炉中冷却，酸洗(除氧化皮)，冷轧成1.0mm厚，800℃下退火1分钟，空气冷却，最后冷轧成0.3mm。从每一冷轧材料上切下的片在850℃-1080℃范围内不同温度下加热约1分钟，以平均冷却速率约20℃/秒冷却至环境温度。测定产品马氏体量(以百分体积计)和硬度(HV)。结果示于图3中，其中符号D，E，A分别代表钢D、E、A，并得到图3与图1示出相同的实验结果。
例4，本例涉及表明低铬双相结构2CR材料性质的实验，并将其与1CR材料和化学组成相同的硬化冷轧材料的性质作了比较。试验材料按下述方法制备。
(3)2CR材料一厚度3.6mm热轧E钢片在780℃下退火6小时，同一炉中冷却，酸洗，冷轧成1.0mm厚，约800℃下退火1分钟，空气冷却再冷轧成0.3mm厚。该钢片980℃下加热约1分钟以20℃/秒平均速率冷却到环境温度。图4为上述方法制备的材料的金属结构照片。照片中呈现白色区域是铁素体，而呈暗或灰色区域为马氏体。可以看出该材料具有细的铁素体和马氏体均匀相混的双相结构。
(4)1CR材料除了不经中间退火通过一步冷轧将热轧的退火的，并经酸洗的钢片冷轧成0.3mm外，其它重复上述(3)的方法。
(5)硬化冷轧材料厚3.6mm热轧E钢片在780℃炉中退火6小时，同一炉中冷却，酸洗，冷轧成1.2mm，800℃下退火1分钟，并硬化冷轧成0.3mm。
如此制出的材料样品在与轧制方向成0°(L)45°(D)和90°(T)的方向进行抗拉强度(kgf/mm2)和伸张度实验(%)，以及硬度实验。结果示于表4。
表4
(3).980℃下经最后热处理的双相结构材料2CR，(4)980℃下经最后热处理的双相结构材料1CR，(5)以75%压延率硬化冷轧材料。
表4表明与化学组成相同并具有相同强度和硬度相同的硬化冷轧材料相比，有两相结构的1CR和2CR在所有方向上都具有显著高的伸张度，并就强度和伸张来说改善了平面均质性。表4进一步表明，由于2CR料具有更低的平面非均质性，2CR材料更优于1CR。
例5，本例是表明高铬2CR产品马氏体含量和硬度与最后热处理加热温度的关系的实验。
表5(百分重量%)钢 C Si Mn P SF 0.068 0.46 0.40 0.018 0.008G 0.088 0.57 0.82 0.021 0.009
续表5Ni Cr N Al O0.09 16.44 0.022 ＜0.005 0.0180.12 15.01 0.041 ＜0.005 0.012化学组成如表5示出的钢F和G以及表1中的钢B被浇注，热轧成3.6mm厚，在780℃炉中退火6小时，于同一炉中冷却，酸洗，并冷轧成1.0mm，800℃下退火1分钟，空气冷却，冷轧成0.3mm厚，从每一热轧材料上切下的钢片在800℃-1150℃范围内的某一温度加热1分钟，以20℃/秒的平均速率冷却至环境温度。测定其马氏体量(%体积)和硬度(HV)示于图5，图中符号F、G、B分别代表钢F、G、B，结果与图1所示相同。
例6本例是关于双相结构的低Cr2CR材料与1CR材料和具有相同化学组成的硬化冷轧材料性质的比较实验说明，制备试验材料的方法如下(6)2CR材料除了用钢B代替钢E以及冷轧钢片最后热处理在970℃代替9980℃外，其它重复上述(3)中的方法。
(7)1CR材料除了用钢B代替E以及冷轧钢片的最后热处理在970℃代替980℃外，其它重复上述(4)的方法。
(8)硬化冷轧材料除了用钢B代替钢E以及将热轧过的，已退火的，并酸洗后的钢片冷轧成1.07mm而不是1.2mm外，其它重复上述(5)的方法。
对如是制备的试样在与轧制方向成0°(L)，45(D)，90°(T)的方向测试抗拉强度(kgf/mm2)和伸张度(%)，以及测其硬度。结果示于下面表6。
表6
(6)970℃下经最后热处理的双相结构材料2CR，(7)970℃下经最后热处理的双相结构材料1CR，(8)以以72%压延率硬化冷轧材料。
表6表明与强度和硬度水平相同，化学组成相同的硬化冷轧材料相比，双相结构材料1CR和2CR都在所有方向上具有显著高的伸张度，相对于强度和伸张度来说平面均质性亦有改善。表6进一步表明2CR优于1CR，由于2CR有更低的平面非均质性。
例7-18这些例子说明按本发明应用连续热处理炉工业化生产1CR材料。
将表7中所列出化学组成的钢浇注，热轧成3.6mm厚，在760℃炉中退火6小时，同一炉中冷却，酸洗，并经无中间退火的一步冷轧成0.7mm(压延率80.6%)厚。(除例17，18外)每一冷轧带都在一连续热处理炉中，在表8所示条件下均匀加热1分钟进行连续最后热处理。在例17中，冷轧带在一闭箱炉中均匀加热6小时，并在同一炉中冷却。在例18中，厚度3.6mm的钢1的热轧带在780℃炉中退火6小时，同一炉中冷却，酸洗，冷轧成2.2mm厚，800℃退火1分钟，空气冷却，再硬化冷轧成0.7mm厚。测试产品样在与轧制方向成0°(径向)45°(对角的)、90(横向)方向的0.2%弹性极限应力，抗拉强度，和伸张度，以及马氏体量和硬度。根据拉伸试验断裂样，可观察到有无折皱出现。结果示于表8。
例7-13是根据本发明制备的样品，而例14-18是对照样。
正如从表8中看到的按本发明例7-13的方法得到的含30%-80%体积马氏体的双相结构钢带兼有高的强度和硬度以及好的伸张度。本发明的产品相对于0.2%弹性极限应力，抗拉强度及伸张度呈低平面非均质性。
相反，例14中所用钢8中(C+N)含量低到0.012%，结果经连续最后热处理没有马氏体生成。例14产品的强度和硬度都很差。
例15中用的钢9中碳含量0.155%，过量0.15%，(C+N)0.22%，过量0.20%，这样经连续热处理后，产品有100%的马氏体结构，导致了高强度，而伸张度差。
例16中，在连续最后热处理加热温度(750℃)下，钢1没生成铁素体和奥氏体两相。因此，经最后热处理后，产品是铁素体单相结构，而表现出高伸张度，差的强度和硬度。
例17中，钢1的冷轧带在闭箱式炉中加热并以0.03℃/秒的速率在同一炉中冷却，不足以达到奥氏体向马氏体的转变。因此，热处理后产品不发生马氏体转变，导致象例16一样具有高伸张度，差的强度和硬度。
例18中产品为硬化冷轧材料，与本发明的产品相比，它具有显著低的伸张度，高屈服比(0.2%弹性极限应力与抗拉强度之比)以及相对于0.2%弹性极限应力，抗拉强度及伸张度而言，明显的平面非均质性。因此，加工或成型后这样的产品，在其加工性能，成型性能以及成型精度方面均劣于本发明的产品。
表8还进一步表明，例14，16，17和18拉伸试验的断裂试样表明有折皱发生。相反，本发明的产品完全克服了折皱这一难题。这意味看本发明的产品在冲压成型中加工性能良好。
权利要求
1.一种生产主要由铁素体和马氏体组成双相结构的铬不锈钢带的方法，该钢带具有高强度和高伸度以及低平面非均质性，并且硬度至少达HV200，该方法包括热轧一钢板以提供一热轧带，所说钢的组成，按重量计，除铁外，10.0-20.0%的铬，最高为0.15%的C，0.12%的N，(C+N)不少于0.02%，但不高于0.20%，最高为2.0%的Si，1.0%的Mn和0.6%的Ni；冷轧一热轧后的钢带以提供所需厚度的冷轧带；连续最后热处理步骤，在该步中一冷轧钢带连续通过一加热区，加热温度在钢带Ac1点到1100℃范围内的某一温度以便生成铁素体和奥氏体两相并保持该温度不超过10分钟，最后在足以使奥氏体向马马氏体转变的冷却速率下使加热的钢带冷却。
2.根据权利要求
1的方法，在其中所说的连续热处理步骤，将冷轧带加热到至少高于钢的Ac1点100℃至1100℃范围的某一温度以生成铁素体和奥氏体两相。
3.根据权利要求
1的方法，在其连续热处理步骤中将冷轧后的钢带加热到900℃-1100℃以生成铁素体和奥氏体两相。
4.根据权利要求
1的方法，所使用的钢的基本组成为，(按重量%计);C最高到0.10%，Si最高到2.0%，Mn最高到1.0%，P最高到0.040%，S最高到0.030%，Ni最高到0.60%，Cr从10.0%到14.0%，N最高到0.08%，(C+N)不少于0.02%但不高于0.12%。O最高到0.02%，Al最高到0.20%，B最高到0.0050%，Mo最高到2.5%，REM最高到0.10%，Y最高到0.20%，其余为Fe和不可避免的杂质。
5.根据权利要求
1的方法所使用的钢的基本组成为，(按重量%计);C最高为0.15%，Si最高为2.0%，Mn最高为1.0%，P最高为0.040%，S最高为0.030%，Ni最高为0.60%，Cr从14.0%-20.0%，N最高为0.12%，(C+N)不少于0.03%但不高于0.20%，O最高为0.02%，Al最高为0.20%，B最高为0.0050%，Mo最高为2.5%，REM最高为0.10%，Y最高为0.20%，其余为Fe和一些不可避免的杂质。
6.一种生产具有双相结构的铬不锈钢的方法，双相结构主要由铁素体和马氏体结构成，该不锈钢具有高强度和伸张度以及低的平面非均质性，并且硬度至少达HV200，该方法包括热轧步骤，热轧一钢坯以提供热轧的钢带，所说的钢的主要组成;(以百分重量计);C最高为0.10%，Si最高为2.0%，Mn最高为1.0%，P最高为0.040%，S最高为0.030%，Ni最高为0.60%，Cr从10.0%-14.0%，N最高为0.08%，(C+N)不少于0.02%但不高于0.02%，O最高为0.02%，Al最高为0.20%，B最高为0.0050%，Mo最高为2.5%，REM最高为0.10%，Y最高为0.20%，其余为Fe和不可避免的杂质。至少对热轧的钢带进行两步冷轧以提供所需厚度的冷轧带，两步冷轧步骤之间包括一中间退火步骤，所谓中间退火包括加热钢带到并保持在某一温度以生成单相铁素体，连续最后热处理步骤，在该步中，使冷轧后的钢带连续通过一加热区，在该区将其加热到高于钢的Ac1点至1100℃范围内的某一温度以生成铁素体和奥氏体两相并保持这一温度不超过10分钟，最后将加热的钢带以足以使奥氏体转变成马氏体的冷却速率冷却。
7.根据权利要求
6的方法，在所说连续热处理步骤中，将冷轧的钢带加热到从至少高于钢的Ac1点100℃至1100℃范围内的某一温度以生成铁素体和奥氏体。
8.根据权利要求
6的方法，所说的连续热处理步骤是将冷轧后的带加热到900°-1100℃范围内的某一温度以生成铁素体和奥氏体两相。
9.一种生产具有双相结构铬不锈钢带的方法，双相结构主要由铁素体和马氏体组成，钢带具高强度，高伸张度和低平面非均质性，并且硬度至少可达HV200，该方法包括热轧钢坯以提供热轧带步骤，所说的钢的组成为，按百分重量计;C最高为0.15%，Si最高为2.0%，Mn最高为1.0%，P最高为0.040%，S最高为0.030%，Ni最高为0.60%，Cr从14.0%-20.0%，N最高为0.12%，(C+N)不少于0.03%但不多于0.20%，O最高为0.02%，Al最高为0.20%，B最高为0.0050%，Mo最高为2.5%，REM最高为0.10%，Y最高为0.20%，其余为Fe和不可避免的杂质，至少对热轧后的带进行两步冷轧以提所需厚度的冷轧带，两步冷轧之间包括一中间退火步骤，中间退火是将钢带加热到并保持在某一温度以生成单相铁素体，在连续最后热处理步骤中，将冷轧钢带连续通过一加热区，并在该区将其加热到从钢的Ac1点至1100℃间的某一温度以使其生成铁素体和奥氏体两相，保持该温度不超过10分钟，以足以使奥氏体向马氏体转变的冷却速率冷却加热的带。
10.根据权利要求
9的方法，在所说的连续热处理步骤中将冷轧带加热到从至少高于钢的Ac1点100℃至1100℃范围内的某一温度，以生成铁素体和奥氏体两相。
11.根据权利要求
9的方法，在所说的连续热处理步骤中将冷轧带加热到从900℃-1100℃范围内的某一温度以使铁素体和奥氏体两相生成。
专利摘要
生产双相结构钢带的方法，其方法是冷轧的铬不锈钢带，其组成除Fe外有10.0％—20.0％的铬，最多到0.15％的C，0.12％的N，0.02％—0.20％的(C+N)最多到2.0％的Si，1.0％的Mn，0.6％的Ni，连续通过一加热区，将其加热以生成铁素体和奥氏体两相，再以足以使奥氏体转变成马氏体的冷却速率将其冷却。产品具有高强度，高伸张度，低平面非均质性，并且硬度至少达HV200。
文档编号C21D6/00GK87105993SQ87105993
公开日1988年7月13日 申请日期1987年12月29日
发明者田中照夫, 宫楠克久, 藤本广 申请人:日新制钢株式会社导出引文BiBTeX, EndNote, RefMan