一种节镍奥氏体不锈钢及其制造方法
阅读：844发布：2022-07-03
专利汇可以提供一种节镍奥氏体不锈钢及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种节镍奥氏体不锈 钢 ，其化学成分重量百分比组成为：0.05％≤C≤0.15％、Si＜1.00％、9.00％＜Mn＜10.00％、14.00％≤Cr≤16.00％、0.50％≤Ni＜1.00％、0.15％＜N≤0.25％、1.50％＜Cu≤2.00％、10×10-4％≤B≤30×10-4％、1×10-4％≤Ca≤50×10-4％、P＜0.030％、S＜0.020％，余量为Fe和不可避免杂质。本 发明 的 不锈钢 在进一步降低贵重金属镍含量的前提下，通过B 合金 化处理提高了材料的热加工性能，通过Ca处理而提高了钢液的纯净度。通过合理的合金体系设计和微合金处理方法提高了不锈钢的成形性，避免了成形过程中出现起皮、沙眼等 缺陷 并减轻了延迟破裂现象，进一步拓宽了节镍奥氏体不锈钢的应用范围。，下面是一种节镍奥氏体不锈钢及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种节镍奥氏体不锈钢，其化学成分重量百分比组成为：0.05％≤C≤0.15％、Si＜1.00％、9.00％＜Mn＜10.00％、14.00％≤Cr≤16.00％、0.50％≤Ni＜1.00％、-4 -4 -4
0.15％＜N≤0.25％、1.50％＜Cu≤2.00％、10×10 ％≤B≤30×10 ％、1×10 ％-4
≤Ca≤50×10 ％、P＜0.030％、S＜0.020％，余量为Fe和不可避免杂质。
2.如权利要求1所述的节镍奥氏体不锈钢，其特征在于，在1250℃高温时，其δ-铁素体体积分数小于10％。
3.权利要求1或2所述的节镍奥氏体不锈钢，其特征在于，奥氏体稳定化温度Md30/50(℃)范围为小于25℃。
4.一种节镍奥氏体不锈钢的制造方法，包括如下步骤：
经电弧炉单炼法、电炉+AOD两步法、电炉+AOD+VOD三步法冶炼或非真空感应炉熔炼；
对钢液进行Ca处理和B处理；
连铸或模铸成钢坯；
锻造或轧制；
中间退火；
酸洗。
5.如权利要求4所述的节镍奥氏体不锈钢的制造方法，其特征在于，Ca处理采用喂-4 -4
Ca-Si-Ba丝的方式，当钢中Ca含量满足1×10 ％≤Ca≤50×10 ％时停止喂Ca-Si-Ba丝，钢包底部进行吹Ar软搅拌10分钟以上，软搅拌完成后钢液静置10分钟以上。
6.如权利要求5所述的节镍奥氏体不锈钢的制造方法，其特征在于，喂Ca-Si-Ba丝温度为1520～1600℃。
7.如权利要求5所述的节镍奥氏体不锈钢的制造方法，其特征在于，在所述静置完-4
成后进行B合金化处理，以Fe-B丝的方式加入到钢液中，当钢中B含量满足10×10 ％-4
≤B≤30×10 ％时，停止喂Fe-B丝。
8.如权利要求7所述的节镍奥氏体不锈钢的制造方法，其特征在于，喂Fe-B丝温度为
1480～1550℃。
9.如权利要求4～8任一所述的节镍奥氏体不锈钢的制造方法，其特征在于，在Ca处理和B处理后，微调温度满足连铸或模铸要求进行钢液的浇铸，连铸浇铸温度是1465～
1490℃，模铸浇铸温度是1520～1600℃。
10.如权利要求4～8任一所述的节镍奥氏体不锈钢的制造方法，其特征在于，测试固溶态机械性能时经过固溶处理；测试冷轧态或轧硬态机械性能时不经过固溶处理，固溶处理温度为1040～1100℃。
11.如权利要求4～8任一所述的节镍奥氏体不锈钢的制造方法，其特征在于，中间退火温度为1000～1100℃。
12.如权利要求4～8任一所述的节镍奥氏体不锈钢制造方法，其特征在于，热轧或热锻造的起始温度范围为1170～1250℃。
一种节镍奥氏体不锈钢及其制造方法
技术领域
背景技术
[0002] 目前国内外广泛使用的奥氏体不锈钢，以300系和200系为主，例如AISI304和AISI201等奥氏体不锈钢，然而这些奥氏体不锈钢都含有较多的镍，而大量镍的添加导致了这些奥氏体不锈钢原材料成本的提高，因此限制了这些钢的应用范围和可持续发展。
[0003] 传统的节镍型奥氏体不锈钢，包括AISI201和AISI301等，如表2所述，一般是采用了氮、锰代镍的合金化方法，明显降低了原材料成本，但由于奥氏体稳定化元素镍含量的降低，加之其它奥氏体稳定化元素如锰、氮等含量不够高，直接导致这些不锈钢在室温下变形时会出现应变诱发马氏体。虽然变形过程中应变诱发马氏体的出现会提高材料的强度和硬度，从而提高不锈钢抵抗外力变形的能力，但由于马氏体的出现却会牺牲不锈钢的成形性，尤其是经过冲压变形之后会出现延迟破裂，从而这些不锈钢不适合作为冲压制品用不锈钢。
[0004] 在奥氏体不锈钢领域中，在基于奥氏体不锈钢不同服役条件下，为了降低成本而且提高奥氏体不锈钢的室温成形性和良好的热加工性能，采用了不同的设计思路。尤其是近年来由于镍价的高位运行和剧烈波动以及针对应变诱发马氏体导致的延迟破裂现象，人们采用了在不锈钢中进一步降低钢中镍含量和进一步添加奥氏体稳定化元素锰和氮，并且为了提高不锈钢的延性以及奥氏体的稳定性而添加少量铜的合金化思路。如表1及表2所示是现有技术的节镍型奥氏体不锈钢的相关文献及其相应的化学成分及特征。
[0005]
[0006]
[0007] 表1及表2中，公开号为CN1978694的专利申请和专利ZL200510013238.9描述了一种节镍型奥氏体不锈钢的化学组成，但这些化学组成中锰含量较低(≤8.5％)，而镍含量相对较高(Ni≥3.0％)，不利于成本最低化原则获得成形性和热加工性良好的节镍型奥氏体不锈钢。
[0008] 表1及表2中，公开号为CN1584098的专利申请描述了一种节镍型奥氏体不锈钢的化学组成，在这些化学组成中虽然采用了进一步降低镍含量(Ni≤1.2％)，提高锰含量(8.5％≤Mn≤10.0％)的合金化方法，但由于并没有考虑由于镍含量的降低所带来的热加工难度，也就是热加工的可制造性较差而不利于节镍奥氏体不锈钢的制造。
[0009] 表1及表2中，专利ZL02152273.1和ZL200410047238.6描述了一种节镍型奥氏体不锈钢的化学组成，在这些化学组成中虽然也采用了进一步降低镍含量(1.0％≤Ni≤5.0％)，提高锰含量(7.5％≤Mn≤10.5％)的合金化方法，并且专利ZL02152273.1也考虑到添加微量B改善热加工。但镍含量依然较高，而且没有考虑到Ca处理提高钢液纯净度以及夹杂物改性可以避免成形过程中出现起皮、沙眼而改善不锈钢成形性的作用。
[0010] 表1及表2中，专利ZL200610103367.1描述了一种节镍型奥氏体不锈钢的化学组成，在这些化学组成中虽然也采用了进一步降低镍含量(0.6％≤Ni≤1.3％)，提高锰含量(8.5％≤Mn≤12.0％)的合金化方法，并且也考虑到添加微量稀土元素铈改善热加工性。但是钢中氮含量较低(N≤0.15％)，而氮在不锈钢中是强烈形成和稳定奥氏体的元素，氮含量的降低难以避免应变马氏体的出现，而且没有考虑到Ca处理提高钢液纯净度以及夹杂物改性可以避免成形过程中出现起皮、沙眼而改善不锈钢成形性的作用，同时稀土元素在工业化大生产中难以加入而且收得率不稳定而不利于工业化大生产的组织。
[0011] 表1及表2中，专利ZL99110134.0描述了一种节镍型奥氏体不锈钢的化学组成，在这些化学组成中虽然也采用了进一步降低镍含量(1.0％≤Ni≤4.0％)，提高锰含量(5.0％≤Mn≤11.0％)的合金化方法，并且也考虑到添加微量元素B和Ca处理，但该专利镍含量依然较高而且该专利并没有提及氮元素，使该专利的产品具有了良好的耐蚀性却不具备良好的成形性。
[0012] 表1及表2中，专利ZL98117555.4描述了一种节镍型奥氏体不锈钢的化学组成，在这些化学组成中将镍含量降低到了极低含量(0.1％≤Ni≤2.0％)，但是锰含量(5.0％≤Mn≤9.0％)不是很高而且范围过宽，会降低奥氏体的稳定性，从而难以避免室温变形过程中出现过量应变诱发马氏体而降低不锈钢的成形性。
发明内容
[0013] 本发明的目的在于提供一种热加工性和室温成形性优良的节镍型奥氏体不锈钢及其制造方法。
[0014] 本发明的奥氏体不锈钢，其化学成分重量百分比组成为：0.05％≤C≤0.15％、Si＜1.00％、9.00％＜Mn＜10.00％、14.00％≤Cr≤16.00％、0.50％≤Ni＜1.00％、-4 -4 -40.15％＜N≤0.25％、1.50％＜Cu≤2.00％、10×10 ％≤B≤30×10 ％、1×10 ％-4
≤Ca≤50×10 ％、P＜0.030％、S＜0.020％，余量为Fe和不可避免杂质。
≤Ca≤50×10 ％、P＜0.030％、S＜0.020％，余量为Fe和不可避免杂质。
[0017] Md30/50(℃)＝551-462×(C％+N％)-9.2×Si％-8.1×Mn％-29×(Ni％+Cu％)-13.8×Cr％-18.5×Mo％-68×Nb％-1.42×(ASTM晶粒度No.-8.0)。
[0018] 本发明的奥氏体不锈钢的制造方法，包括如下步骤：
[0020] 对钢液进行Ca处理和B处理；
[0021] 连铸或模铸成钢坯；
[0023] 中间退火；
[0024] 酸洗。
[0025] 优选地，Ca处理采用喂Ca-Si-Ba丝的方式当钢中Ca含量满足1×10-4％-4≤Ca≤50×10 ％时，停止喂Ca-Si-Ba丝，钢包底部进行吹Ar软搅拌10分钟以上，软搅拌完成后钢液静置10分钟以上。
[0026] 更优选，喂Ca-Si-Ba丝温度为1520～1600℃。
[0027] 优选地，在上述的钢液静置完成后进行B合金化处理，以Fe-B丝的方式加入到钢-4 -4液中，当钢中B含量满足10×10 ％≤B≤30×10 ％时，停止喂Fe-B丝。
[0028] 更优选，喂Fe-B丝温度为1480～1550℃。
[0029] 优选地，在Ca处理和B处理后，微调温度满足连铸或模铸要求进行钢液的浇铸，连铸浇铸温度是1465～1490℃，模铸浇铸温度是1520～1600℃。
[0030] 钢液在测试固溶态机械性能时经过固溶处理，优选地固溶处理温度为1040～1100℃。
[0031] 钢液在测试冷轧态或轧硬态机械性能时不经过固溶处理。
[0033] 优选地，本发明的奥氏体不锈钢的制造方法中，中间退火温度为1000～1100℃。
[0034] 本发明通过降低镍(镍含量小于1.0％)含量，从而显著节约了原料成本。但是由于镍是不锈钢中形成、稳定和扩大奥氏体组织的元素，而且能够提高不锈钢的延性和成形性。当镍含量降低到0.5～1.0wt.％的情况下，一方面会缩小高温奥氏体相区给热塑性加工(热轧、热锻)带来困难，容易出现边裂、表裂等边部质量和表面质量缺陷；另外，由于镍的降低会降低不锈钢的延性和成形性，尤其是在冲压过程中容易出现起皮、沙眼等缺陷，特别是节镍奥氏体不锈钢在冲压过程容易出现应变诱发马氏体而发生延迟破裂。成形过程中的起皮、沙眼等缺陷与不锈钢的冶金质量，也就是夹杂物数量、种类、大小、分布等因素强相关，而室温成形过程中出现的延迟破裂是与室温条件下奥氏体的稳定性强相关，也就是与温度Md30/50温度强相关。
[0035] 针对以上事实，本发明采用理论计算和试验验证相结合的方式确定合金体系。首先采用理论方法设计出合金体系，也就是合理匹配不锈钢中的各元素，尤其是奥氏体形成和稳定化元素如碳、氮、锰、铜等元素，并通过磁性测量、金相组织检验等试验验证设计的不锈钢是否为奥氏体不锈钢。随之通过微合金化处理，也就是通过Ca处理提高钢液的纯净度和夹杂物改性，并通过夹杂物形貌观察验证Ca处理的效果。B处理提高本发明不锈钢的热塑性加工性能，并通过热连轧方式轧制不锈钢验证其热塑性加工性能。按照不同压下量对本发明的不锈钢进行室温轧制，检验不同压下量诱发的马氏体含量的测定界定奥氏体组织的室温稳定性并检验轧制过程中是否出现起皮、沙眼等现象。特别表现在其奥氏体稳定温度Md30/50低于25℃，因而减轻乃至避免节镍奥氏体不锈钢成形过程中的延迟破裂现象。而且在1250℃高温时，其δ-铁素体体积分数小于10％，适合于热连轧方式制造和制品用不锈钢。
[0036] 因此，本发明的热加工性和成形性优良的节镍奥氏体不锈钢，其化学成分重量百分比组成为：0.05％≤C≤0.15％、Si＜1.00％、9.00％＜Mn＜10.00％、14.00％≤Cr≤16.00％、0.50％≤Ni＜1.00％、0.15％＜N≤0.25％、1.50％＜Cu≤2.00％、-4 -4 -4 -410×10 ％≤B≤30×10 ％、1×10 ％≤Ca≤50×10 ％、P＜0.030％、S＜0.020％，余量为Fe和不可避免杂质。
[0037] 本发明的节镍型奥氏体不锈钢在室温下进行30％真应变的冷轧压下时，所述节镍型奥氏体不锈钢中马氏体含量小于50％，也就是本发明不锈钢的Md30/50温度低于25℃。
[0038] 具体地，本发明节镍型奥氏体不锈钢中：
[0039] C：0.05％≤C≤0.15％，碳是强烈形成、稳定和扩大奥氏体区的元素，在本发明节镍型奥氏体不锈钢中，由于镍含量极低，碳对室温下形成奥氏体组织起到重要作用。但是碳太高会降低不锈钢的塑性，而且对不锈钢的耐蚀性不利，碳太低会导致不锈钢的奥氏体组织稳定性不够，所以碳要有适当的百分含量。
[0040] Ni：0.50％≤Ni＜1.00％，形成并稳定奥氏体且扩大奥氏体区的元素。
[0041] Mn：9.00％＜Mn＜10.00％，锰是比较弱的奥氏体形成元素，但在不锈钢中是强烈的奥氏体组织稳定元素，并能提高氮在钢中的溶解度。在节镍型奥氏体不锈钢中，锰与钢中碳、氮等元素发生复合作用，以部分取代镍，并且确保不锈钢在室温下为奥氏体组织，同时也能显著降低不锈钢的Md30/50的温度值。为了达到以上目的，锰含量必须大于9.0％。另外，由于锰含量大于10.0％时，锰元素的奥氏体化形成能力减弱，甚至于促进铁素体组织的形成，所以本发明的不锈钢锰含量必须小于10.0％。
[0042] Cu：1.50％＜Cu≤2.00％，在不锈钢中添加铜可以提高延性和降低不锈钢的加工硬化而提高不锈钢的成形性。对于节镍型奥氏体不锈钢而言，由于镍含量极低，而铜是形成奥氏体的元素，为了确保不锈钢室温状态下为奥氏体组织，所以本发明的不锈钢中铜含量大于1.5％，但过量铜的添加会降低不锈钢的热加工性能，所以铜的上限为2.0％而确保不锈钢具有良好的热加工性能。
[0043] Cr：14.00％≤Cr≤16.00％，铬是不锈钢中最重要的合金元素，可以确保钢获得不锈性和一定的耐蚀性，本发明中铬的含量范围，既能保证钢具有良好的不锈耐蚀性，又能保证室温下钢为单相奥氏体组织。
[0044] N：0.15％＜N≤0.25％，氮在不锈钢中是非常强烈的形成、稳定和扩大奥氏体区的元素。氮在不锈钢中除了可以替代贵重资源，如镍之外，而且在不明显降低材料塑性和韧性的前提下可以明显提高材料的强度。还可以提高不锈钢的不锈性和耐蚀性以及延缓碳化物析出等。但是由于氮在不锈钢中的溶解度有限，为了避免钢在凝固过程中出现皮下气泡，氮含量的确定必须与其它合金元素协调作用，以确保氮以固溶状态存在，并且与其它合金元素复合作用确保不锈钢在室温下为单相奥氏体组织。另外，为了降低不锈钢Md30/50的温度值而避免变形过程中出现过量应变诱发马氏体，该发明中氮含量大于0.15％，小于等于0.25％，同时也可以确保在1250℃高温时，不锈钢中δ-铁素体体积分数小于10％，适合于热连轧方式制造。
[0046] P：＜0.030％，磷在不锈钢中被视为有害元素，应尽量控制得越低越好。
[0047] S：S＜0.020％，硫在不锈钢中也被视为有害元素。尤其在本发明，钢中锰含量高，需要严格控制硫的含量，越低越好。
[0048] B：适量的硼加入到不锈钢中，通过晶界强化可以改善不锈钢的热加工性能，尤其是对节镍型奥氏体不锈钢而言，B的作用显得更为重要，但过量的硼会生成低熔点的共晶相反而恶化热加工性能，所以本发明中硼含量控制在10～30ppm。
[0049] Ca：由于Ca与O和S有很强的亲和力，因此，冶金工作者长期致力于采用Ca处理炉外精炼技术进行脱O和脱S，可以迅速降低钢中氧的活度，加快脱氧速度和降低钢的总氧量。另外，由于节镍型奥氏体不锈钢的锰含量较高，钢中易于生成MnS夹杂物，而MnS是一种低熔点夹杂物，在热轧过程中会变成长条状而降低不锈钢的力学性能。当钢进行Ca处理脱氧之后生成的CaO利于脱S，脱S产物要么上浮去除而净化钢液或者残留钢中，残留钢中的夹杂物在钢冷却时，夹杂物中的S溶解度降低而以CaS析出，而CaS是高熔点球形夹杂物，在热轧过程中不变形，析出的夹杂物的尺寸小而且呈弥散状分布，由此而起到净化钢液和夹杂物改性的目的。但是由于Ca在钢中的溶解度低而且蒸气压高，所以钢液中加入的Ca含量不能过高，否则会降低不锈钢的热加工性能，所以本发明中Ca含量控制在1～50ppm。
[0050] 本发明的节镍型奥氏体不锈钢的化学成分配比是经过合金热力学计算的，如ThermoCalc热力学计算软件，首先计算出常压下钢液中氮的溶解度和固态时钢中氮的固溶度，并结合钢的镍当量和铬当量计算，设计出室温下为奥氏体组织，而且奥氏体的Md30/50的温度值小于25℃，其Md30/50(℃)的计算式为：
[0051] Md30/50(℃)＝551-462×(C％+N％)-9.2×Si％-8.1×Mn％-29×(Ni％+Cu％)-13.8×Cr％-18.5×Mo％-68×Nb％-1.42×(ASTM晶粒度No.-8.0)
[0052] 根据以上计算公式，当钢中0.05％≤C≤0.15％、Si＜1.00％、9.00％＜Mn＜10.00％、14.00％≤Cr≤16.00％、0.50％≤Ni＜1.00％、0.15％＜N≤0.25％、1.50％-4 -4 -4 -4＜Cu≤2.00％、10×10 ％≤B≤30×10 ％、1×10 ％≤Ca≤50×10 ％、P＜0.030％、S＜0.020％，余量为Fe和不可避免杂质时，本发明的节镍奥氏体不锈钢应变诱发马氏体温度的计算结果如图1所示。
[0053] 从图1中可以看出：本发明的不锈钢在产生真应变30％，出现50％马氏体的温度Md30/50小于25℃，也就是说在常温下，本发明的不锈钢受到轧制、撞击等外力作用而发生变形时，本发明的不锈钢生成的马氏体含量较少，甚至于没有，从而有利于提高不锈钢的成形性和减轻乃至于避免延迟破裂的发生。
[0054] 本发明设计出的节镍型奥氏体不锈钢经电炉、AOD、VOD三步法冶炼或电炉、AOD二步法冶炼或电炉或非真空感应炉单炼后，经过连续铸造或模铸铸造成钢坯；再经过锻造或轧制、固溶处理(测试固溶态机械性能时需经过固溶处理，测试冷轧态机械性能时不需要固溶处理)、酸洗等工序制成不锈钢板材、带材和棒材等。
[0055] 本发明不锈钢的制造过程，无论是感应炉、电炉、AOD、VOD工序还是轧制、固溶处理、酸洗等工序均为现有常规技术，在此不再赘述。为了提高本发明不锈钢的成形性和弥补镍的降低而带来的热塑性加工的难度，本发明不锈钢在连铸或模铸成钢坯之前必须进行Ca处理和B处理，通过Ca处理而提高钢液的纯净度和夹杂物改性，通过B合金化处理提高了材料的热加工性能。通过合理的合金体系设计和微合金处理方法提高了不锈钢的成形性，避免了成形过程中出现起皮、沙眼等缺陷并减轻了延迟破裂现象，进一步拓宽了节镍奥氏体不锈钢的应用范围。Ca处理和B处理是在连铸或模铸用钢包中进行的。在对钢液进行Ca处理和B处理之前，钢液已经经过还原处理，钢中主要化学成分，如Cr、Mn、Ni、Cu、N、Si、P、S必须满足本发明不锈钢的要求范围。然后进行Ca处理，Ca处理是采用了喂Ca-Si-Ba丝的方式，最好喂丝温度为1520～1600℃。根据温度情况和钢中的氧含量确定Ca-Si-Ba-4 -4丝的加入量，只要钢中Ca含量满足1×10 ％≤Ca≤50×10 ％即停止喂Ca-Si-Ba丝。钢包底部进行吹Ar软搅拌10分钟以上、软搅拌完成后钢液静置10分钟以上。钢液软搅拌和静置都是为了便于夹杂物的上浮和去除。静置完成后进行钢液的B合金化处理，是以Fe-B丝的方式加入到钢液中，最好喂丝温度为1480～1550℃。根据温度情况确定Fe-B丝的加-4 -4
入量，只要钢中B含量满足10×10 ％≤B≤30×10 ％即停止喂Fe-B丝。微调温度满足连铸或模铸要求便可以进行钢液的浇铸了。
入量，只要钢中B含量满足10×10 ％≤B≤30×10 ％即停止喂Fe-B丝。微调温度满足连铸或模铸要求便可以进行钢液的浇铸了。
[0056] 本发明具有如下优点：
[0057] 1)本发明奥氏体不锈钢钢中镍含量极低，镍含量小于1.0％，显著降低了奥氏体不锈钢的原材料成本。
[0058] 2)本发明的不锈钢通过适量添加奥氏体形成元素，如碳、锰、氮、铜，一方面确保了室温状态下为单相奥氏体组织，另一方面也提高了奥氏体组织的稳定性，使不锈钢的Md30/50小于25℃，从而提高不锈钢的成形性，减轻乃至于避免延迟破裂现象的发生。
[0059] 3)本发明的节镍型奥氏体通过添加适量的B，从而显著改善了热加工性能，适合于热连轧机组进行工业化生产，并确保本发明不锈钢具有良好的边部和表面质量。
[0060] 4)本发明的奥氏体不锈钢通过Ca处理提高了钢液纯净度以及夹杂物改性，有助于避免成形过程中出现起皮和沙眼等缺陷，从而显著改善不锈钢的成形性。
[0062] 图1是本发明的合金体系奥氏体稳定化温度Md30/50(℃)的理论计算结果。
[0063] 图2是实施例1和对比钢冷轧压下时磁性相体积分数比较。
[0064] 图3是实施例4制得的节镍奥氏体不锈钢热轧黑皮卷经1070℃固溶处理后的金相组织照片。
[0065] 图4是实施例5与对比钢的夹杂物分析结果。
[0066] 图5是实施例2制得的不锈钢黑皮卷。
具体实施方式
[0067] 以下用实施例结合附图对本发明作更详细的描述。这些实施例仅仅是对本发明较佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何限制。
[0068] 各个实施例中钢的成分如表3所示。
[0069] 实施例1：
[0070] 采取电弧炉和AOD两步法冶炼不锈钢，在连铸之前喂Ca-Si-Ba线和Fe-B线而实现Ca处理和B合金化处理，连铸成板坯，热轧制成3.00mm厚的热轧卷板。经过中间退火，中间退火温度为100～1100℃，然后分别测试退火后和不同冷轧压下量时出现的应变诱发马氏体的体积分数。其具体结果如表4所示。本实施例的节镍型奥氏体不锈钢的化学成分见表3。
[0071]
[0072] 表4实施例1与4％Ni节镍奥氏体不锈钢在不同冷轧压下量时应变诱发马氏体体积分数对比
[0073]
[0074] 实施例2：
[0075] 采取电炉、AOD、VOD三步法冶炼不锈钢。在进行连铸之前喂Ca-Si-Ba线和Fe-B线而实现Ca处理和B合金化处理，连铸成板坯，热轧制成3.00mm厚的热轧卷板。经过中间退火、酸洗，然后进行冷轧，测试所得节镍型奥氏体不锈钢冷在经过50％冷轧压下量之后，本发明不锈钢的冷轧板硬度的变化情况，其结果如表5所示。本实施例的节镍型奥氏体不锈钢的化学成分见表3。
[0076] 表5实施例2与4％Ni节镍奥氏体不锈钢在不同冷轧压下量时硬度对比[0077]
[0078] 实施例3：
[0079] 采取电弧炉单炼法冶炼不锈钢，连铸成板坯。在进行连铸之前喂Ca-Si-Ba线和Fe-B线而实现Ca处理和B合金化处理。然后从连铸坯中心部位切取200mm×200mm×100mm的铸坯，分别在1000℃，1050℃，1100℃，1150℃，1200℃，1250℃下各保温30分钟，随之采用快速水冷的方式将高温组织固定并用铁素体仪测试高温铁素体的含量，其结果如表6所示。
[0080] 表6经过高温加热后实施例3的高温铁素体含量
[0081]试验条件 铁素体含量，Vol.％
1000℃+30min 0.0
试验条件 铁素体含量，Vol.％
1050℃+30min 0.0
1100℃+30min 0.0
1150℃+30min 0.0
1200℃+30min 0.0
1250℃+30min 3.2
1000℃+30min 0.0
试验条件 铁素体含量，Vol.％
1050℃+30min 0.0
1100℃+30min 0.0
1150℃+30min 0.0
1200℃+30min 0.0
1250℃+30min 3.2
[0082] 实施例4～6
[0083] 采取非真空感应炉冶炼不锈钢，模铸成锭。在进行模铸之前喂Ca-Si-Ba线和Fe-B线而实现Ca处理和B合金化处理。然后对铸锭进行机械车光测量铸锭表面残余铁素体含量。随后进行锻造和热轧、固溶处理和酸洗，再次测量铁素体含量，其结果如表7所示。对实施例4热轧、固溶处理之后的不锈钢进行金相组织分析；实施例5与对比钢进行夹杂物对比分析；对实施例6制得的不锈钢和对比钢进行了不同压下量的冷轧，并测定了热轧固溶退火态以及不同压下量的轧硬态的室温拉伸力学性能，包括室温屈服强度(Rp0.2)、室温抗拉强度(Rm)、室温延伸率(A50mm)以及室温屈服强度与抗拉强度的比值(Rp0.2/Rm)，其结果分别如表7、8和表9所示。
[0084] 表7实施例4～6的磁性相体积分数测量结果
[0085]实施例 铸锭车光后残余铁素体体积 热轧固溶处理后残余铁素体体积
分数 分数
4 0 0
5 0 0
6 0 0
分数 分数
4 0 0
5 0 0
6 0 0
[0086] 表8实施例6制得的节镍奥氏体不锈钢的冷轧加工特性
[0087]厚度(mm) 压下量(％)Rp0.2(MPa) Rm(MPa) A50mm(％) Rp0.2/Rm
3.15 0.00 332 670 58.5 49.6
2.84 9.84 613 842 40.0 72.8
2.72 13.65 692 908 34.8 76.2
厚度(mm) 压下量(％)Rp0.2(MPa) Rm(MPa) A50mm(％) Rp0.2/Rm
2.55 19.05 782 1025 31.5 76.3
2.42 23.17 840 1065 25.5 78.9
2.27 27.94 938 1145 22.5 81.9
2.10 33.33 1045 1225 20.2 85.3
1.85 41.27 1140 1310 15.0 87.0
1.76 44.13 1170 1325 12.0 88.3
1.62 48.57 1245 1390 8.5 89.6
1.44 54.29 1370 1515 7.0 90.4
3.15 0.00 332 670 58.5 49.6
2.84 9.84 613 842 40.0 72.8
2.72 13.65 692 908 34.8 76.2
厚度(mm) 压下量(％)Rp0.2(MPa) Rm(MPa) A50mm(％) Rp0.2/Rm
2.55 19.05 782 1025 31.5 76.3
2.42 23.17 840 1065 25.5 78.9
2.27 27.94 938 1145 22.5 81.9
2.10 33.33 1045 1225 20.2 85.3
1.85 41.27 1140 1310 15.0 87.0
1.76 44.13 1170 1325 12.0 88.3
1.62 48.57 1245 1390 8.5 89.6
1.44 54.29 1370 1515 7.0 90.4
[0088] 表9对比钢制得的节镍奥氏体不锈钢的冷轧加工性能
[0089]厚度(mm) 压下量(％)Rp0.2(MPa) Rm(MPa) A50mm(％) Rp0.2/Rm
3.11 0.00 228 565 61.3 40.4
2.84 8.68 445 662 47.2 67.2
2.66 14.47 527 723 41.5 72.9
2.54 18.33 612 788 34.5 77.7
2.35 24.44 698 853 28.5 81.8
2.25 27.65 800 925 24.0 86.5
2.10 32.48 885 985 22.3 89.8
1.95 37.30 955 1035 12.2 92.3
1.74 44.05 1055 1155 9.5 91.3
1.60 48.55 1090 1170 7.5 93.2
1.45 53.38 1165 1250 5.8 93.2
3.11 0.00 228 565 61.3 40.4
2.84 8.68 445 662 47.2 67.2
2.66 14.47 527 723 41.5 72.9
2.54 18.33 612 788 34.5 77.7
2.35 24.44 698 853 28.5 81.8
2.25 27.65 800 925 24.0 86.5
2.10 32.48 885 985 22.3 89.8
1.95 37.30 955 1035 12.2 92.3
1.74 44.05 1055 1155 9.5 91.3
1.60 48.55 1090 1170 7.5 93.2
1.45 53.38 1165 1250 5.8 93.2
[0090] 从表4可以看出：实施例1制得的不锈钢在热轧退火处理后，经铁素体仪测量实施例1制得的不锈钢为无磁。表7可以看出：实施例4～6制得的不锈钢无论是铸锭还是热轧固溶处理后都为无磁不锈钢。尤其是图3给出的实施例4制得的节镍奥氏体不锈钢热轧黑皮卷经1070℃固溶处理后的金相组织照片可以得出：本发明制得的不锈钢钢在经过固溶处理之后，其室温状态下为无磁，也就是说本发明制得的不锈钢是奥氏体不锈钢。
[0091] 从表3、表4和图2的结果可以看出，本发明的节镍型奥氏体不锈钢实施例1经不同压下量冷轧后，出现应变诱发马氏体的体积分数比4％Ni的节镍奥氏体不锈钢略少。说明实施例1的室温状态下奥氏体稳定性略好于4％Ni的节镍奥氏体不锈钢。说明采用本发明制得的奥氏体在明显降低镍含量的基础上，其奥氏体稳定性依然可以达到4％Ni的节镍奥氏体不锈钢水准。另外，在室温状态下进行真应变30％的压下(压下率25.92％)时，马氏体体积分数只有～5％左右，即使是冷轧压下率为52.83％时，马氏体体积分数也只有15.57％，说明实施例1的Md30/50(℃)温度远低于室温，有利于提高不锈钢的成形性，尤其是可以减缓延迟破裂的发生率。
[0092] 从表3和表5的结果可以看出，本发明的节镍型奥氏体不锈钢实施例2经不同压下量冷轧后，出现应变诱发马氏体硬化和加工硬化之后，实施例2的硬度高于4％Ni的节镍奥氏体不锈钢，说明在进行变形时，本发明需要更大的外力。
[0093] 从表3和表6的结果可以看出，实施例3经过高温保温之后，在1250℃保温30分钟之后，其高温铁素体体积分数只有3.2％，说明实施例3具有良好的热加工性能。
[0094] 表8和表9分别是实施例6和4.0％Ni节镍奥氏体不锈钢对比钢的冷轧加工特性，检测结果包括热轧退火态和不同压下量时的室温屈服强度(Rp0.2)、抗拉强度(Rm)、延伸率(A50mm)和屈服强度与抗拉强度的比值(Rp0.2/Rm)。从检测结果可以看出：本发明的实施例6需要经过48.57％的冷轧压下时，其屈服强度与抗拉强度的比值(Rp0.2/Rm)才能达到89.6％。而4.0％Ni节镍奥氏体不锈钢对比钢却只需要经过32.48％的冷轧压下时，其屈服强度与抗拉强度的比值(Rp0.2/Rm)就已经达到89.8％。说明本发明制得的不锈钢室温加工性能好于4.0％Ni节镍奥氏体不锈钢对比钢。另外，从实施例6和对比钢在冷轧过程中的强度变化情况来看：实施例6的强度要高于对比钢，说明本发明不锈钢在冷轧过程中需要更大的外力。
[0095] 另外，从表8和表9的结果也可以看出：本发明实施例6所制得的不锈钢，与对比钢相比在显著降低镍含量的情况下，其热轧退火态室温延伸率基本与对比钢相当，也再次证明采用本发明的合金化方法制得的节镍奥氏体不锈钢具有良好的延伸和成形性能。
[0096] 图4是本发明实施例5制得的节镍奥氏体不锈钢与对比钢的夹杂物分析结果。从图4可以看出：由于本发明采用了Ca处理方法，制得的不锈钢的夹杂物以弥散状球性夹杂物为主而且数量比对比钢少，而对比钢以长链状夹杂物居多而且尺寸较大，因此本发明通过Ca处理技术提高了钢液的纯净度而且取得了夹杂物改性的效果，有利于本发明不锈钢的冷加工性能的改善而且可以避免成形过程中出现起皮、沙眼等缺陷而改善成形性。
[0097] 图5是本发明实施例2制得的节镍奥氏体不锈钢经过热连轧机组热轧之后得到的黑皮卷质量信息，从黑皮卷的边部质量来看：黑皮卷边部无明显的边裂缺陷，而且黑皮卷表面也没有氧化皮咬入等缺陷，说明本发明制得的不锈钢通过B合金化处理之后具有良好的热连轧加工性能。
[0098] 综上所述，本发明通过Ca处理技术提高了钢液的纯净度而且取得了夹杂物改性的效果，有利于本发明不锈钢的冷加工性能的改善而且可以避免成形过程中出现起皮、沙眼的缺陷而改善成形性。本发明制得的不锈钢经过热连轧轧制之后，制得的黑皮卷具有良好的边部和表面质量，具有良好的热连轧加工性能。本发明的节镍型奥氏体不锈钢，在明显降低镍的前提下，也就是将镍含量降低至0.5～1.0wt.％的范围内，其Md30/50(℃)温度点略低于4.0％Ni的节镍奥氏体不锈钢，有助于改善本发明不锈钢的成形性和减少延迟破裂的发生率。另外，本发明制得的不锈钢的室温延伸率与4.0％Ni节镍奥氏体不锈钢相当，也确保了本发明不锈钢具有良好的延伸性和成形性。但是本发明不锈钢的室温状态下加工时，其硬度较大，说明变形时需要更大的外力。
[0099] 以上虽然通过实施例对本发明的特点进行了较详细的说明，但不仅仅限于这些实施例，在不脱离本发明构思的条件下，还可以有更多其他等效的实施例。
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