專利名稱：用于制造鐵素體不銹鋼薄帶的方法以及由此制得的薄帶的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及不銹鋼的冶金。更具體地，本發(fā)明涉及直接由液態(tài)金屬鑄造幾毫米厚鐵素體不銹鋼帶。
幾年來，對于直接由液態(tài)金屬在稱作“雙輥連鑄設(shè)備”上鑄造幾毫米厚(最大10毫米)鋼帶的工藝進行了研究。這些設(shè)備一般包括兩個具有水平軸的輥，這兩個輥并排放置，每個輥都具有導熱良好的外表面，且內(nèi)部進行劇烈的冷卻，這兩輥間的空隙決定了鑄造間隙，這一間隙的最小寬度相應(yīng)于被鑄造帶所要求的厚度，用兩塊裝在這兩輥端部的難熔的壁將該鑄造間隙封閉。這兩個輥以相對轉(zhuǎn)動的方式驅(qū)動，并且該鑄造間隙用鋼水填充。鋼“殼”在輥表面凝固，并且進入輥“隙”，即兩輥間的最小距離處，以形成凝固的帶，該帶連續(xù)的從該設(shè)備中擠出。然后在卷盤之前將帶自然冷卻或強制冷卻。使用該工藝可以鑄造各種等級的鋼(特別是不銹鋼)，從而實現(xiàn)了這種研究的目的。
在最普通的鑄造條件下，其中在空氣中自然冷卻離開輥的鋼帶，鋼帶通常是在約700-900℃溫度盤卷，這取決于其厚度和鑄造速率。當然，該盤卷溫度也取決于鑄輥與卷盤機之間的距離。在將帶卷進行冶金學處理之前將其自然冷卻，這種冶金學處理與對由普通連鑄坯制造的熱軋帶進行的處理相同。
已經(jīng)表明，將這種鑄造工藝應(yīng)用于AISI430標準鐵素體不銹鋼(這種鋼含17％鉻)時，由此得到的鋼具有較差的韌性。因此，最薄的薄帶(大約2-3.5毫米)極度易脆且不能承受以后的處理工藝，如在環(huán)境溫度中進行的開卷和剪邊，在這些操作中薄帶邊緣上會出現(xiàn)裂縫，或甚至在開卷過程中薄帶被拉斷。
這種較差的韌性經(jīng)常歸因于以下幾種因素-連鑄薄帶基本上具有由粗大鐵素體晶粒構(gòu)成的柱狀晶組織(在薄帶厚度中晶粒的平均尺寸大于300微米)，直接的原因是薄帶在輥子上的快速凝固和離開輥子后仍保持高溫，當它不進行強制冷卻時；-該鐵素體晶粒具有高硬度，這是由于填隙原子(碳和氮)的過飽和造成的；
-高溫下存在的奧氏體的硬化使馬氏體的含量上升。
為了解決此問題，已經(jīng)嘗試過對冷卻后的帶卷在低于Ac1溫度下進行箱式退火處理，從而在二次加熱過程中把鐵素體轉(zhuǎn)變成奧氏體。傳統(tǒng)方法中該退火溫度大約為800℃，時間最少4小時。其目的是為了在鐵素體基體中析出碳化物，把馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和碳化物，聚集鉻碳化合物，從而軟化金屬。該處理能提高薄帶的力學性能和韌性，盡管薄帶中仍保留有由粗大鐵素體晶粒構(gòu)成的柱狀晶組織。但是，工業(yè)規(guī)模上的測試表明該方法不足以獲得合適韌性的薄帶。
經(jīng)過箱式退火的薄帶仍具有持久脆性是因為盤卷后的連鑄坯帶冷卻非常緩慢，這是由于薄帶的兩個表面都和熱金屬接觸而只有其邊緣和周圍空氣接觸可自由輻射換熱。這種非常緩慢的冷卻速度導致大量的碳化物從鐵素體中析出，使部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和碳化物，其余的奧氏體冷卻形成馬氏體。雖然箱式退火處理使馬氏體完全分解為鐵素體和碳化物成為可能，但是畢竟該方法在連續(xù)膜帶形成中促進了粗大碳化物的聚集。金屬的脆性主要是由于約1-5微米大的粗大碳化物晶粒所致。這些晶粒構(gòu)成裂縫的初始位點，這些裂縫延鐵素體基體周圍的裂縫擴展其不良后果與粗大晶粒柱狀晶組織的不良后果相疊加。
因此，已經(jīng)進行了不同嘗試來發(fā)展一種雙輥連鑄工藝，以生產(chǎn)具有高韌性的鐵素體不銹鋼薄帶。各種嘗試集中在改變薄帶冷卻中析出物特性或是“打碎”粗大鐵素體晶粒的連鑄坯組織。
在這方面，JP-A-62247029文獻提出了一種在線冷卻方法1200-1000℃之間冷卻速率大于或等于300℃/秒，其后在1000-700℃之間冷卻。
JP-A-5293595文獻提出在700-200℃之間冷卻，其使鋼中的碳、氮含量為0.030％或更低，鈮的含量為0.1-1％，作為穩(wěn)定劑。
其它文獻(見JP-A-2232317、JP-A-6220545、JP-A-8283845、JP-A-8295943)提出在線熱軋，其增加了以上碳、氮分析極限并且使鈮和氮的穩(wěn)定作用結(jié)合在一起。
文獻EP-A-0638653提出了一種對鉻含量為13-25％、鈮、鈦、鋁、釩的總含量為0.05-1.0％，碳和氮的含量最多為0.030％，鉬的含量為0.3-3％的鋼的方法，鋼的各成分的重量組成滿足條件“γp≤0％”.γp是代表析出奧氏體量的標準。它的計算公式為γp=420 ％C+470 ％N+23 ％Ni+9 ％Cu+7％Mn+11.5 ％Si-12 ％Mo-23 ％V-47 ％Nb-49 ％Ti-52 ％Al+189.
另外，薄帶必須在1150-900℃溫度內(nèi)熱軋，其收縮比為5-50％，軋后冷卻速率小于或等于20℃/秒、或在1150-950℃溫度范圍內(nèi)放置最少5秒，最后在小于或等于700℃溫度下盤卷。
為了實施以上這些方法，因此下面的組合是必要的-如果是希望獲得碳氮成分低或甚至合適理想的穩(wěn)定元素成分，則用于連鑄薄帶的鋼水費用高且其難熔；-連鑄生產(chǎn)線上的熱力學熱處理是通過費用高的設(shè)備(在線熱軋設(shè)備)實現(xiàn)的；-實施復雜的熱量循環(huán)需要設(shè)備的特殊調(diào)整來獲得高的冷卻速率或必要的高溫持續(xù)時間。
本發(fā)明的目的就是提供一種生產(chǎn)AISI430和其類似型號鐵素體不銹鋼薄帶的經(jīng)濟方法，采用雙輥連鑄設(shè)備，其能使所制的薄帶具有足夠的韌性來滿足開卷、切邊和冷變形(酸洗和軋制等)，且保證操作實施中不出現(xiàn)如薄帶斷裂或邊緣裂縫的事故。為了獲得經(jīng)濟效益，該工藝不包括另外需要的復雜設(shè)備來適應(yīng)標準的雙輥連鑄設(shè)備，且其不應(yīng)需要液態(tài)金屬熔融來獲得如碳和氮元素含量低的鋼種，另外也不需要添加貴重的合金元素。
本發(fā)明的主題是制備鐵素體不銹鋼薄帶的工藝，其中鐵素體不銹鋼薄帶碳含量最大為0.012％，錳含量最大為1％，硅含量最大為1％，磷含量最大為0.040％，硫含量最大為0.030％，鉻含量為16-18％，該薄帶直接由液態(tài)金屬在兩相鄰的、內(nèi)部冷卻、轉(zhuǎn)向相反的輥隙間凝固，該雙輥具有水平軸，其特征在于使薄帶冷卻或放置冷卻從而避免使之處于奧氏體向鐵素體和碳化物轉(zhuǎn)變的區(qū)域內(nèi)，在于使薄帶在600℃和馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms之間進行盤卷，在于使盤卷的薄帶以最大冷卻速率300℃/小時冷卻到200℃和環(huán)境溫度范圍間，然后對薄帶進行箱式退火處理。
本發(fā)明的主題也為鐵素體不銹鋼薄帶，其中鐵素體不銹鋼薄帶碳含量最大為0.012％，錳含量最大為1％，硅含量最大為1％，磷含量最大為0.040％，硫含量最大為0.030％，鉻含量為16-18％，特征在于通過以上工藝可制得該薄帶。
就已經(jīng)的理解，本發(fā)明涉及到雙輥連鑄標準成分的鐵素體不銹鋼薄帶，特殊條件下冷卻和盤卷該薄帶，以及最后的箱式退火處理。本處理工藝的目的為最大限度的限制引起脆性的粗大碳化物。為了達到這一目的，有必要限制碳化物的析出，連鑄期促進奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，同時防止發(fā)生馬氏體的轉(zhuǎn)變，直到薄帶盤卷。
參照附圖閱讀下文，會進一步理解本發(fā)明

圖1繪制的簡圖說明了AISI430級鋼的冷卻轉(zhuǎn)變曲線，薄帶離開連鑄輥后熱學途徑有4種情況A、B、C、D，其中本發(fā)明的薄帶按情況C、D進行熱處理；圖2說明了取自薄帶的金屬薄片的透射電子顯微圖，該薄帶經(jīng)過了圖1中熱學途徑A的冷卻轉(zhuǎn)變和箱式退火處理；圖3說明了取自本發(fā)明的薄帶的金屬薄片的透射電子顯微圖，該薄帶經(jīng)過了圖1中介于熱學途徑C和D間的冷卻轉(zhuǎn)變和箱式退火處理；在其余的說明中，認為鋼的成分滿足標準鐵素體不銹鋼AISI430級的標準，碳含量最大為0.012％，錳含量最大為1％，硅含量最大為1％，磷含量最大為0.040％，硫含量最大為0.030％，鉻含量為16-18％。但是本發(fā)明的應(yīng)用領(lǐng)域還可以擴展其它鋼種，其另外含有通常標準不需要的合金元素(如穩(wěn)定劑鈦、鈮、釩、鋁、鉬)，且它們的含量不高到不利于下述的冶金學加工，并且本發(fā)明基于此。特別是，這些合金元素的加入不會將圖1中各轉(zhuǎn)變曲線的形態(tài)改變至使本發(fā)明的薄帶必須遵守的熱學途徑不能在雙輥連鑄設(shè)備上實現(xiàn)的程度。
試驗中所用的鋼種(該試驗的結(jié)果將就圖1-3進行說明和解釋)其成分重量百分比如下所示-碳0.043％；-硅0.24％-硫0.001％-磷0.023％-錳0.41％-鉻16.36％-鎳0.22％-鉬0.043％-鈦0.002％
-銅0.042％-鋁0.002％-釩0.064％-氮0.033％-氧0.0057％-硼小于0.001％即碳和氮的總量為0.076％(這與該等級相符)，按照以上一般公式計算標準γp的值為37.6％(其值并不是很低，主要是釩、鉬、鈦和鎳的含量相對較低，且在851℃溫度二次加熱過程中，鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變溫度Ac1低，Ac1的一般計算公式為Ac1=35 ％Cr+60 ％B+73 ％Si+170 ％Nb+290 ％V+620 ％Ti+750％Al+1400 ％B-250 ％C-280 ％N-115 ％Ni-66 ％Mn-18 ％Cu+310如上所述，當該連鑄帶坯不經(jīng)強制冷卻在700-900℃間盤卷，并且在箱式退火前于盤卷狀態(tài)自然冷卻時，退火后獲得的薄帶的韌性不高。其原因為盤卷狀態(tài)的緩慢冷卻使金屬進入從鐵素體析出Cr23C6型碳化鉻的區(qū)域(析出發(fā)生在鐵素體晶界和鐵素體/奧氏體的界面上)，且其首先進入奧氏體向鐵素體和Cr23C6型碳化鉻的分解區(qū)域。這一機理傾向于生成粗大易脆碳化物晶粒，隨后的箱式退火處理促進了粗大碳化物以連續(xù)狀的聚集。適用于上述AISI430級鋼的圖1中的冷卻轉(zhuǎn)變曲線說明了此現(xiàn)象。
圖1所示，具體的說，Ac5溫度代表二次加熱中α-鐵素體向γ-奧氏體轉(zhuǎn)變的終點溫度，Ac1溫度代表該轉(zhuǎn)變的開始溫度，Ms和Mf溫度代表在冷卻過程中γ-奧氏體向α’-馬氏體轉(zhuǎn)變的開始和結(jié)束溫度。曲線1代表析出Cr23C6型碳化鉻的溫度范圍(析出發(fā)生在鐵素體晶界和鐵素體/奧氏體的界面上)，曲線2代表奧氏體向鐵素體和Cr23C6型碳化鉻轉(zhuǎn)變的開始區(qū)域。A、B、C、D分別代表四種熱處理工藝，其為連鑄薄帶離開輥子后的處理過程，其中C、D代表本發(fā)明。
按照以上現(xiàn)有技術(shù)的說明，處理工藝A為使連鑄薄帶離開鑄輥后在空氣中自然冷卻且在800℃左右盤卷，此范圍為析出碳化鉻的溫度區(qū)域(析出發(fā)生在鐵素體晶界和鐵素體/奧氏體的界面上)。如上所提，盤卷極大的減緩了薄帶的冷卻速率，這使薄帶在進入環(huán)境溫度前長時間地處于奧氏體向鐵素體和碳化鉻轉(zhuǎn)變的區(qū)域。
處理工藝B為使連鑄薄帶在空氣中自然冷卻且使其在盤卷前達到環(huán)境溫度。該薄帶沒有處于處于奧氏體向鐵素體和碳化鉻轉(zhuǎn)變的區(qū)域，但是薄帶在Ms和Mf溫度間進行了馬氏體轉(zhuǎn)變。這說明了本發(fā)明為什么不包括該處理工藝的原因。
處理工藝C為其代表本發(fā)明，首先使連鑄薄帶在盤卷前自然冷卻，以便防止其處于奧氏體向鐵素體和碳化鉻轉(zhuǎn)變的區(qū)域，且只允許在600℃左右盤卷。隨著盤卷薄帶的冷卻，后者結(jié)束時與處理工藝A的最終熱學途徑相同。
處理工藝D為其也代表本發(fā)明，其原理和處理工藝C相同，但連鑄薄帶盤卷溫度僅為300℃左右。但是該溫度保持在Ms溫度以上(Ms溫度取決于鋼種的化學成分)，當盤卷薄帶冷卻時，能防止該薄帶處于馬氏體轉(zhuǎn)變的活躍區(qū)域。該處理工藝的最終熱學途徑和處理工藝A和C相同。
圖2中所示的照片說明了參考薄帶試樣的情況，該薄帶經(jīng)過圖1中熱學途徑A的處理(盤卷溫度為800℃)，為了以盤卷狀態(tài)將其置于環(huán)境溫度中，然后在標準狀態(tài)下對該薄帶進行箱式退火處理，即在800℃溫度左右保持6小時。該薄帶具有以上所述的化學成分且其厚度為3毫米。從照片中可以看出大部分試樣由粗大鐵素體晶粒3構(gòu)成。區(qū)域4為細小的鐵素體晶粒，其是在箱式退火處理中的α’-馬氏體轉(zhuǎn)變中形成，但其僅占試樣組織的一小部分。尤其是，觀察到連續(xù)碳化鉻膜5的存在。該碳化物膜的成因為處于奧氏體向鐵素體和碳化物轉(zhuǎn)變的區(qū)域的緩慢冷卻造成了大量的碳化物析出，隨后箱式退火處理促進了這些碳化物的聚集。可以看出，該碳化物膜的出現(xiàn)是導致金屬韌性較差的原因之一。
圖3中所示的照片說明了本發(fā)明薄帶試樣的情況，(該薄帶的成分和厚度與圖2的相同)，其按介于圖1中C和D間的熱學途徑將溫度降為環(huán)境溫度(薄帶在500℃盤卷)，然后進行與圖2中薄帶試樣相同的箱式退火處理。可以看出粗大鐵素體晶粒3仍然存在，但是，在α’-馬氏體轉(zhuǎn)變中形成的細小鐵素體晶粒的區(qū)域6占試樣組織的大部分。這使該薄帶快速經(jīng)過碳化物和氮化物的析出區(qū)域，使之避免奧氏體向鐵素體和碳化物轉(zhuǎn)變區(qū)域，以上處理首先限制了鐵素體中細小碳化物的析出(這是必然的，使碳化物快速析出)。另外，由此保持大面積的奧氏體，其碳、氮成分比鐵素體含量高，該奧氏體隨后轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。隨后進行的箱式退火處理中，在鐵素體中析出細小碳化物，并且馬氏體分解為鐵素體和細小碳化物，形成了與圖2中參考薄帶試樣相比更為均勻分布的細小碳化物。因此，連續(xù)的粗大碳化物膜不再出現(xiàn)，而大部分情況下出現(xiàn)的是細小碳化物(小于0.5微米)的不連續(xù)細線7，該細小碳化物出現(xiàn)在粗大鐵素體晶粒和分布有碳化物的細小鐵素體晶粒區(qū)域的邊界上。與參考薄帶試樣的連續(xù)碳化物膜相比，這些細小碳化物對裂紋的產(chǎn)生極不敏感。在箱式退火處理中大量出現(xiàn)的由細小鐵素體晶粒構(gòu)成的區(qū)域是因為馬氏體形成期間儲存應(yīng)力的釋放而產(chǎn)生了再生現(xiàn)象。由細小鐵素體晶粒構(gòu)成的區(qū)域比粗大鐵素體晶粒構(gòu)成的基體的韌性好這使限制金屬的脆性成為可能，且減緩了裂紋的擴展速率。
用V型切口沖擊的沖擊試驗對參照工藝和本發(fā)明工藝所制備的連鑄薄帶的韌性進行測試，其韌性用20℃下試樣所吸收的能量表示。該測試分別對箱式退火處理前后的試樣進行了試驗，其結(jié)果如表1所示
表1薄帶試樣的韌性和盤卷溫度的關(guān)系可以看出盤卷溫度對未經(jīng)箱式退火處理的連鑄薄帶的韌性沒有影響。該韌性很差且對于熱盤卷的參照薄帶來說，不能通過箱式退火得到改善。從圖2中的照片可以看出，參照工藝中的箱式退火處理不能改善金屬基組織和碳化物的分布以有利于提高韌性。但是，按照本發(fā)明推薦的方法盤卷的薄帶，其韌性經(jīng)過箱式退火處理后可大大提高到令人十分滿意的水平。因為實驗表明，量級為30-40J/cm2的韌性能足夠滿足冷處理的要求(如開卷、切邊、等)，且不損毀薄帶。
避免了奧氏體向鐵素體和碳化物轉(zhuǎn)變的盤卷薄帶，在其冷卻期間能在鐵素體中形成細小的碳化物，且經(jīng)過箱式退火處理后該碳化物的形貌和分布有利于形成細小均勻的碳化物。因此這對薄帶(即在對參照試樣中觀察到連續(xù)碳化物膜)的韌性的不利影響很小。在低溫盤卷的薄帶冷卻后產(chǎn)生的金屬基體為富馬氏體，且其有利于最終薄帶的高韌性，因為箱式退火處理對馬氏體十分有效，使之基本分解為細小晶粒的鐵素體。
同時對該箱式退火處理后的薄帶進行了另一韌性測試實驗，該試驗把已將邊緣剪切或機加工的試樣進行90°的反向彎曲。一次彎曲循環(huán)相應(yīng)于將試樣彎曲90°，再將其彎曲回原來的平直狀態(tài)。測定在試樣彎斷或彎曲區(qū)域出現(xiàn)裂紋之前可能進行的彎曲循環(huán)次數(shù)。下表2說明了實驗的平均結(jié)果
表2在試樣彎斷或彎曲區(qū)域出現(xiàn)裂紋之前的彎曲循環(huán)平均次數(shù)和盤卷溫度的關(guān)系。
彎曲循環(huán)平均次數(shù)為0說明該薄帶即使在第一條裂紋出現(xiàn)之前也不能承受彎曲，或說明該薄帶就是破碎的。另外，明顯說明按本發(fā)明制得的薄帶的性能比參照薄帶高，原因如前所述。
總之，本發(fā)明的首要基本思想為強制控制離開連鑄輥后的薄帶的冷卻熱學途徑，其能限制碳化物的析出，尤其是避免奧氏體分解出碳化物，且避免碳化物在箱式退火處理中的聚集成連續(xù)的碳化物膜。本發(fā)明的第二個思想是在連鑄的同時促進奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變，以便在箱式退火處理中盡可能形成細小鐵素體晶粒。如果限制連鑄薄帶處于鐵素體析出碳化物和氮化物的區(qū)域的時間，尤其是防止處于奧氏體向鐵素體和碳化物的轉(zhuǎn)變區(qū)域，以上條件可以實現(xiàn)。實踐中獲得，AISI430級鋼和其類似鋼種的這些條件需要將薄帶的盤卷溫度控制在600℃或更低，從而避免該薄帶在盤卷時處于奧氏體向鐵素體和碳化物的轉(zhuǎn)變區(qū)域。依靠特殊的連鑄條件，如調(diào)整連鑄薄帶厚度、連鑄速率以及連鑄輥和盤卷機之間的距離，這些條件可以通過薄帶在空氣中空冷或利用設(shè)備的強制冷卻來實現(xiàn)，例如噴射冷卻劑(如水或水和空氣的混合物)。當該薄帶在離開連鑄輥與溫度達到600℃或更低的時間的冷卻速率強制為大于或等于10℃/秒，就可獲得滿意的結(jié)果。
但是，必須控制冷卻時馬氏體的形成，從而使其本身不成為問題。首先，必須防止盤卷前馬氏體的形成，因為該馬氏體使薄帶在盤卷中易斷裂。也就是說，為了做到這一點，必須把盤卷溫度控制在奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms(約300℃)以上。但是如果盤卷薄帶冷卻過快(大于300℃/小時)，將會導致過量高硬度馬氏體的形成。這將導致薄帶易脆而不能承受退火前的盤卷處理。圖1中處理工藝B代表因快速冷卻而造成的缺陷；不盤卷條件下平均冷卻速率約為1000℃/小時，冷卻后該薄帶的硬度為192Hv，該值太高，而經(jīng)歷熱學途徑A的參照薄帶的硬度為155Hv。按本發(fā)明獲得的薄帶(該薄帶經(jīng)歷介于熱學途徑C和D之間的處理)的硬度為180Hv。盤卷薄帶的冷卻速率不能高于300℃/小時。實際中，當設(shè)備不用特殊手段增加冷卻速率時，該條件一般能夠滿足(空冷約為100℃/小時)。
但是為了獲得較好的結(jié)果，在箱式退火處理之前最好等待到盤卷薄帶冷卻充分，以獲得發(fā)生合適的轉(zhuǎn)變時間，尤其是奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變。實際中，必須對盤卷薄帶(初始溫度介于環(huán)境溫度和200℃之間)進行箱式退火處理。典型地，溫度為800℃-850℃，時間最少4小時。
與其他致力于改善含鉻約17％的鐵素體不銹鋼韌性問題的現(xiàn)有處理工藝相比，本發(fā)明處理工藝具有優(yōu)勢本發(fā)明處理工藝不需要特殊的高費用的等級改變，如混合穩(wěn)定劑和/或降低碳、氮含量至非常低的水平。本發(fā)明處理工藝可以在雙輥連鑄機上進行，而不需要裝配用于熱軋?zhí)幚黼x開連鑄輥的薄帶的設(shè)備。在生產(chǎn)循環(huán)中也不需要特殊的連鑄后的調(diào)整步驟(如箱式退火處理、邊緣剪切、酸洗等)。對于標準雙輥連鑄機的一點改變?yōu)槠淇赡苄枰惭b附屬裝置以在連鑄輥下冷卻薄帶。此裝置設(shè)計簡單，且能保證薄帶不處于奧氏體向鐵素體和碳化物轉(zhuǎn)變的區(qū)域，保證盤卷在600℃或更低溫度進行，無論連鑄速率和薄帶厚度是多少，甚至盤卷機和連鑄輥的距離很近(另外也適合于鑄造其他類型的鋼種)。
當滿足所需的薄帶冷卻和盤卷條件時，將上述本發(fā)明處理工藝應(yīng)用于在離開連鑄輥后進行熱扎的雙輥鑄帶，這也在本發(fā)明的范圍之內(nèi)。為了改善薄帶內(nèi)部的完整性，本發(fā)明處理工藝仍可進行熱扎處理，減少內(nèi)部氣孔和提高表面質(zhì)量。另外，熱軋溫度為900-1150℃，收縮比至少5％，其有利于提高薄帶的韌性，試驗表明本發(fā)明處理工藝下，薄帶的韌性得到了提高，但其不需滿足文獻EP-A-0,638,653所提及的嚴格分析標準。與只使用熱軋或只使用本發(fā)明處理工藝的基本模式相比，薄帶可獲得更好的韌性。
作為舉例，對2.7毫米厚的雙輥鑄帶進行測試，其成分重量百分比如下所示-碳0.040％；-硅0.23％-硫0.001％-磷0.024％-錳0.40％％-鉻16.50％-鎳0.57％-鉬0.030％-鈦0.002％-鈮0.001％-銅0.060％-鋁0.003％-釩0.060％-氮0.042％-氧0.0090％-硼小于0.001％與本成分的對應(yīng)的γp值為46.5％,Ac1溫度為826℃。
在不進行熱軋時，箱式退火處理前盤卷薄帶溫度為800℃時(參照圖1中處理工藝A)，在其邊緣該薄帶不能承受一次彎曲循環(huán)，一彎即裂。當盤卷溫度為670℃時，該薄帶在其剪切邊緣只能承受一次彎曲循環(huán)，參照本發(fā)明工藝盤卷溫度為500℃時，該薄帶在其剪切邊緣能滿足4次彎曲循環(huán)。這些測試證明了圖1-3中所說明的實施例。
另外，當所述薄帶的熱軋溫度為100℃且厚度收縮比為30％時，按照本發(fā)明盤卷溫度為500℃的處理使該薄帶在20℃溫度下的吸收能量為160J/cm2(在箱式退火后)，其測試條件與以上表1中的測試條件相似。通過比較，如果盤卷溫度為800℃，則20℃溫度下的吸收能量僅為100J/cm2。
本發(fā)明處理工藝制得的薄帶在以下幾方面與現(xiàn)有技術(shù)制得的薄帶有本質(zhì)不同-由粗大鐵素體晶粒構(gòu)成的柱狀晶組織與由細小鐵素體晶粒(分散有碳化物)構(gòu)成的多區(qū)域并存。
-不存在粗大碳化物連續(xù)膜，它被少量不連續(xù)碳化物細線所代替，其分布在粗大鐵素體晶粒與由細小鐵素體晶粒構(gòu)成的區(qū)域間的邊界上；-如果，參照本發(fā)明的基本模式，該薄帶在盤卷前不進行熱軋，不存在熱軋的組織；-一般，不存在大量的穩(wěn)定劑元素，如鎳、釩、鈦、鋁、鉬等；如上所述，由于各種可能的原因會存在這些元素，但它們不會明顯影響該薄帶的韌性。
該薄帶的良好韌性使之能承受以后的加工處理而不被損壞，由用戶對其進行一般的冶金加工使之成為最終產(chǎn)品，尤其是冷軋。
權(quán)利要求
1．一種生產(chǎn)厚度小于10毫米的鐵素體不銹鋼薄帶的工藝，其中鐵素體不銹鋼薄帶碳含量最大為0.012％，錳含量最大為1％，硅含量最大為1％，磷含量最大為0.040％，硫含量最大為0.030％，鉻含量為16-18％，該薄帶直接由液態(tài)金屬在兩相鄰的、內(nèi)部冷卻、轉(zhuǎn)向相反的輥隙間凝固，該雙輥具有水平軸，其特征在于使薄帶冷卻或放置冷卻從而避免使之處于奧氏體向鐵素體和碳化物轉(zhuǎn)變的區(qū)域，在于使薄帶在600℃和馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms之間進行盤卷，在于使盤卷薄帶以最大冷卻速率300℃/小時冷卻到200℃和環(huán)境溫度范圍內(nèi)，然后對薄帶進行箱式退火處理。
2．根據(jù)權(quán)利要求1的處理工藝，其特征在于所述箱式退火處理溫度在800-850℃范圍內(nèi)，時間最少為4小時。
3．根據(jù)權(quán)利要求1或2的工藝，其特征在于通過使冷卻速率大于或等于10℃/秒，至少在凝固薄帶離開連鑄輥和其溫度降到600℃期間，以避免薄帶處于奧氏體向鐵素體和碳化物的轉(zhuǎn)變區(qū)域。
4．根據(jù)權(quán)利要求3的工藝，其特征在于通過向該薄帶表面噴射冷卻劑，使該薄帶處于給定的冷卻速率。
5．根據(jù)權(quán)利要求1-4之一的工藝，其特征在于在盤卷前于900-1150℃溫度進行熱軋，且薄帶厚度方向上的收縮比小于5％。
6．鐵素體不銹鋼薄帶，其中碳含量最大為0.012％，錳含量最大為1％，硅含量最大為1％，磷含量最大為0.040％，硫含量最大為0.030％，鉻含量為16-18％，該鐵素體不銹鋼薄帶能夠按權(quán)利要求1-5之一的工藝獲得。
全文摘要
涉及一種生產(chǎn)鐵素體不銹鋼薄帶的工藝和不銹鋼薄帶,其中鐵素體不銹鋼薄帶成分如說明書中所述,該薄帶直接由液態(tài)金屬在兩相鄰的、內(nèi)部冷卻、轉(zhuǎn)向相反的輥隙間凝固,該雙輥具有水平軸,其特征在于使薄帶冷卻或放置冷卻從而避免使之處于奧氏體向鐵素體和碳化物轉(zhuǎn)變的區(qū)域,在于使薄帶在600℃和馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms之間進行盤卷,在于使盤卷薄帶以最大冷卻速度300℃/小時冷卻到200℃和環(huán)境溫度范圍間,然后對薄帶進行箱式退火處理。
文檔編號B22D11/124GK1212189SQ98102980
公開日1999年3月31日 申請日期1998年5月28日 優(yōu)先權(quán)日1997年5月29日
發(fā)明者P·帕拉迪斯, P·馬丁 申請人:于西納公司