CN1511196A - 铁素体不锈钢铸件和钢板及它们的制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种铁素体不锈钢铸件和一种深拉性、冲压拉伸性和抗皱纹性能均优良的钢板以及一种用于制备该铸件和钢板的方法。在本发明中，控制化学组成以使C、N、Si、Mn、P和Ti的含量降到很低限度以保证高的加工性并且，在该化学组成的基础上通过添加Mg，并因此使含Mg氧化物分散，从而加速了凝固核的形成，结果抑制了铸件中粗柱状晶体的发展，从而降低了钢板产品的条痕和皱纹。本发明的特征在于，在铸件中分布的含Mg氧化物的平均组成满足如下公式<2>和<3>，17.4(Al2O3)+3.9(MgO)+0.3(MgAl2O4)+18.7(CaO)≤500 (2)(Al2O3)+(MgO)+(MgAl2O4)+(CaO)≥95 (3)

Description

铁素体不锈钢铸件和钢板及它们的制备方法
技术领域
本发明涉及铁素体不锈钢铸件和加工性优良的铁素体不锈钢板以及用于制备该铸件和该钢板的方法，更准确地说，涉及这样的铸件和钢板以及用于制备这样的铁素体不锈钢板的制备方法，所说钢板具有优良的作为加工性指标的延伸率和Lankford值(下文中称作“r值”)，同时几乎不会发生诸如皱纹和条痕等缺陷。
背景技术
铁素体不锈钢板广泛地被用于如像家用电器、厨房器具、电子设备等这样的用途。然而，铁素体不锈钢板的加工性不如奥氏体不锈钢板，从而，铁素体不锈钢板的用途往往受到限制。
在试图解决上述问题的过程中，最近，精炼技术已经得到改进并因此能将碳和氮降低至超低水平并且还可以通过添加稳定化元素例如Ti和Nb来改进成形性。
用于改进铁素体不锈钢板成形性的常规技术主要是一些用于改进深拉性，即r值的技术。关于热轧条件，例如，通过调节热轧温度来改进r值的技术已公开在日本未审定专利公报No.S62-77423和No.H7-268485中。然而，真实情况是，即便使用这些技术，当钢成分的量波动时，也往往不能保证满意的性能。此外，关于冷轧条件，通过使用大直径轧辊来轧制以改进r值的技术，例如公开在日本未审定专利公报No.S59-083725，No.S61-023720和No.2000-178696中。此外，不能保证满意性能的场合取决于钢的成分、中间退火或最终退火的条件。
此外，在实际工作中，仅深拉成形性是不够的并经常需要冲压拉伸性。铁素体不锈钢板具有非常不良的冲压拉伸性的缺点，因为它的延伸率不如奥氏体不锈钢。然而，对缺点的研究几乎还没有进行。改进延伸率对改进冲压拉伸性是有效的并且涉及用于改进冲压拉伸性的成分的技术，例如公开在日本未审定专利公报No.S58-061258，No.H01-075652和No.H11-350090中。然而，真实的情况是，通过仅调节钢成分的技术，不能保证满意的延伸率，即满意的冲压拉伸性。
更进一步，铁素体不锈钢板的问题是，在钢板经受压力加工之后在其表面出现所谓皱纹的线性凹凸部，并且当皱纹过度时，在加工时就会出现裂纹。通过调节热轧条件来改进皱纹的技术，例如公开在日本未审定专利公报No.H04-341521中。然而，该技术的基本概念是为了在粗轧时通过施加大的压下率轧制来加速再结晶作用，而在此情况下的缺点是在热轧的钢板上出现显著的缺陷以及在剧烈的加工场合中出现过量的皱纹。此外，作为通过细化凝固组织来改进皱纹的技术，其中通过添加Mg来控制氧化镁颗粒的技术已公开在日本未审定专利公报No.H10-324956和No.2000-192199中。然而，在这些公开的技术中的缺点是，不规则地出现皱纹以及在剧烈加工时甚至是过量地出现皱纹。
同时，所谓的高纯铁素体不锈钢，其中C和N的含量是低的并且添加Ti作为稳定化元素，这种高纯铁素体不锈钢具有比奥氏体不锈钢的代表SUS304更低的产生应力腐蚀裂纹的可能性，此外，它具有低成本的优点，因为它不含Ni。然而，高纯铁素体不锈钢的缺点是，作为加工性重要指标的延伸率低于SUS304。此外，为了改进高纯铁素体不锈钢的加工性，必需降低作为填隙式固溶体元素的C和N的含量，以及作为置换固溶体元素的Si、Mn、P、Ti等的含量。
当进一步试图获得更高纯度的铁素体不锈钢时，这种高纯铁素体不锈钢易于在钢板原料铸件的组织中发展粗的柱状结晶组织并在加工冷轧钢板时出现条痕，以及在加工冷轧和退火的产品时明显地出现皱纹。在一个试图降低条痕和皱纹的方法中，提出了使铸件组织由等轴晶粒构成并借此使组织细化的方法。一个典型的方法是，通过添加Ti(例如0.2-0.3质量)来使TiN在钢水凝固前便沉淀于钢水中，然后利用TiN作为非均匀成核作用的核来加速导致凝固的核的形成(Hidemaro Takeachi et al.，Tetsu ToHagane，66(1980)638)。按照这一方法，当将等轴晶体的比例控制在约60-70％或更高时，可有效地减少皱纹。在这一方法中，由于添加约0.2-0.3％的Ti，导致超过形成TiN所需量的Ti不可避免地溶解于钢中，结果使得钢板的延伸率恶化。从而，该方法与改进钢板加工性的意图是不相容的。
一种公开在(日本未审定专利公报No.2000-144342)的方法中，即便添加少量的Ti，也能通过使TiN以Al-Ti形式的夹杂物复合地沉淀出来，从而加速等轴结晶化作用。该方法使其能防止由于过量Ti所引起的钢板延伸率的降低。然而，如下所解释的，按照该方法，为了使TiN沉淀，必须含有Si。公知的是，尽管只添加少量的Si，也会使钢板的延伸率降低。从而，同样在该方法中，为了降低条痕和皱纹而使铸件组织由等轴晶体组成并使组织细化与提高延伸率是不相容的。
本发明的目的是，通过解决现有技术的问题，提供一种制备深拉性、冲压拉伸性以及抗皱纹性能均优良的铁素体不锈钢板的方法。
在上述常规技术中，特别是为了将铸件组织细化并因此减少条痕和皱纹，不可避免地必须使用会导致钢板延伸率降低的Ti和Si。因此，这些技术与高度纯化钢板并借此保证以该钢板替代SUS304那样的加工性的期望是不相容的。考虑到上述情况，本发明的目的是为了通过极度减少造成钢板延伸率降低的Ti和Si的含量，并因此达到铸件组织基本上细化，以便使得即使在保持高纯度时也能同时保证钢板的优良加工性和提高抗条痕及皱纹的性能。
发明内容
为了解决上述问题，本发明人在力图改进铁素体不锈钢板的加工性时，对钢的组成、钢水和凝固组织中氧化物的行为、退火时沉淀和再结晶的行为，以及在冷轧和退火时组织的形成，进行了详细的研究。
本发明能够有利地解决上述问题，在本发明中，化学组成被控制以使C、N、Si、Mn、P和Ti的含量可极大程度地降低以保证优良的加工性，并且在该化学组成的基础上，通过添加Mg来降低产品的条痕和皱纹，因为添加Mg可使含Mg氧化物分散，这样可加速形成导致凝固的核，结果抑制了铸件中粗柱状晶体的发展。本发明的要点如下：
(1)一种铁素体不锈钢铸件，其特征在于：所述的铸件以质量计含有0.001-0.010％C、0.01-0.30％Si、0.01-0.30％Mn、0.01-0.04％P、0.001 0-0.0100％S、10-20％Cr、0.001-0.020％N、0.05-0.30％Ti和0.0002-0.0050％Mg，余量为Fe和不可避免的杂质，以及由公式<1>所规定的∑值为0.7或更小，
∑＝0.9 Si+8.6 P+2 Ti+0.5 Mn-0.5          (1)；
以及分散在所述铸件中的含Mg氧化物的平均组成满足公式(2)和(3)，
17.4(Al2O3)+3.9(MgO)+0.3(MgAl2O4)+18.7(CaO)≤500    (2)
(Al2O3)+(MgO)+(MgAl2O4)+(CaO)≥95                   (3)，
其中，括号中的化学成分分别指相关化学成分的摩尔％。
(2)如(1)项所述的铁素体不锈钢铸件，其特征在于，所述铸件另外含有以质量计的0.0003-0.0050％B和/或0.005-0.1％Al。
(3)如(1)或(2)所述的铁素体不锈钢铸件，其特征在于，所述铸件另外还含有以质量计的在0.1-2.0％Mo、0.1-2.0％Ni以及0.1-2.0％Cu中的一种或多种。
(4)如(1)-(3)项中任一项所述的铁素体不锈钢铸件，其特征在于，所述铸件另外还含有以质量计的在0.01-0.5％Nb、0.1-3.0％V以及0.01-0.5％Zr中的一种或多种。
(5)如(1)-(4)项中任一项所述的铁素体不锈钢铸件，其特征在于，在所述铸件厚度的四分之一深度部分的柱状晶体的平均宽度为4mm或更小。
(6)一种铁素体不锈钢板，其特征在于，该钢板是由(1)-(5)项中任一项所述的铸件制得的。
(7)一种用于制备铁素体不锈钢板的方法，其特征在于，使用(1)-(5)项中任一项所述的铸件。
(8)如(7)项中所述的用于制备铁素体不锈钢板的方法，其特征在于，按照与Mg的等效量以相当于每吨钢水不少于0.30kg的Mg将MgO和/或金属Mg加入到钢水中。
(9)如(7)或(8)项所述的用于制备铁素体不锈钢板的方法，其特征在于：当热轧铸件时，将所述铸件的再加热温度T1控制在由公式(4)所规定的范围内，使所述热铸件经受多次的粗轧，而后在850℃或更低的温度下完成多次的精轧，并随后在700℃或更低的温度下卷取所述的热轧钢板；而后在由公式(5)所规定范围内的加热温度T2将所述的热轧钢板退火并冷轧，随后在由公式(6)所规定范围内的加热温度T3将冷轧钢板退火，
1000≤T1(℃)≤-8.714/(log([Ti]×[C]0.5×[S]0.5)-3.4)         (4)
-5457/log([Ti]×[C]-2.6)≤T2(℃)≤1000                         (5)
-100-5457/(log([Ti]×[C])-2.6)≤T3(℃)≤-5457/log([Ti]×[C]-2.6)  (6)。
(10)如(7)或(8)项所述的用于制备铁素体不锈钢板的方法，其特征在于：将铸件热轧；而后在不经加热区退火的条件下将所述热轧钢板在装备有直径为300mm或更大的轧辊的轧钢机中，以30％或更高的压下率进行冷轧；而后在由公式(7)规定范围内的加热温度T4使所述冷轧钢板经受中间退火，再次冷轧至规定的厚度，而后在由公式(8)规定范围内的加热温度T5经受最终退火，
700≤T4(℃)≤-50-5457/(log([Ti]×[C]-2.6)                     (7)，
-100-5457/(log([Ti]×[C]-2.6)≤T5(℃)≤-5457/(log([Ti]×[C]-2.6)  (8)。
附图说明
图1是表示钢板的延伸率和高度提纯指数∑之间关系的曲线图。
图2是表示钢水中Si对TiN平衡溶度积影响的曲线图。
图3是表示钢水中加镁量和钢板产品的皱纹之间关系的曲线图。
图4是表示扁坯再加热温度和钢板产品的r值之间关系的曲线图。
图5是表示加热区退火温度和钢板产品的皱纹之间关系的曲线图。
图6是表示最终退火温度和钢板产品的延伸率之间关系的曲线图。
图7是表示中间退火温度和钢板产品的r值之间关系的曲线图。
图8是表示最终退火温度和钢板产品的r值之间关系的曲线图。
本发明的最佳实施方式
本发明人目的在于开发一种高纯度铁素体不锈钢，该钢具有这样优良的加工性以致于可以部分地用这种钢代替SUS 304，但其前提是，首先要使用真空精炼来将钢中的碳和氮的含量降低至超低的水平。在该前提下，在精炼工艺中通过将Si、Mn、P和Ti的含量也降低至极低来使该钢高度纯化至最大限度，并通过这样做来使与SUS304相比属于铁素体不锈钢缺点的钢的延伸率得到改进。通过使用Fe-17％Cr合金作为基础材料并且在改变C、N、Si、Mn、P和Ti含量的同时在实验室中将该合金熔化来制备各种钢。然后，测定通过热轧、冷轧和退火工艺制得的钢板沿轧制方向的延伸率(依照JIS No.13B制得的用于延伸率测定的试样)并且通过回归分析获得延伸率和C、N、Si、Mn、P和Ti的含量之间的关系。如图1中所示，在延伸率和由公式(1)所规定的∑之间存在高度的相关性，并且，在厚度为0.5mm的钢板的场合(图1中由标记○和实线所示)，当∑值为0.70或更小时，可获得35％或更高的高延伸率。此外，明确的是，在厚度为2.5mm的钢板的场合(图1中由标记●和虚线所示)，当∑值被控制到0.50或更小时，对铁素体不锈钢板可获得40％或更高的非常高的延伸率。也就是说，图中示出，∑值愈低(即强度愈高)，延伸率愈高。此处，在图1的场合，调节化学成分以满足公式Ti＝15(C+N)，并因此使得公式(1)中的Ti一项包括C和N的影响在内，
∑＝0.9Si+8.6P+2Ti+0.5Mn-0.5           (1)。
在这样高度纯化的钢中，其铸件组织由粗柱状晶体组成，因此要求将柱状晶体细化，以便降低钢产品中的条痕和皱纹。然而，本发明人澄清的事实是，在本发明的钢组成中，难以利用在Al-Ti夹杂物中复合沉淀的TiN作为用于达到细化的凝固核，尽管所述的TiN在现有技术中被用于该目的。关于含有16.5％Cr、0.16％Ti和0.0090％N的Fe基合金，本发明人测定了合金中的成分对TiN平衡溶度积的影响，也就是说，当超过了溶度积[％Ti]×[％N]的阈值时，TiN就会在1500℃的温度下沉淀在钢水中，并且还发现，Si的影响是显著的。图2示出了Si对TiN的平衡溶度积的影响。可以理解，随着Si含量的降低，平衡溶度积急剧增加，从而使TiN的沉淀变得困难。在含有16.5％Cr、0.16％Ti和0.0090％N的钢的场合，除非是平衡溶度积在等于或低于图2所示虚线的区域内，否则TiN就不会沉淀。在钢中的Si含量处在不大于本发明所规定的0.20％范围内的情况下，当Si含量在0.15-0.20％的范围内时，虽然有TiN沉淀，但沉淀的量很少，而当Si含量在0.15％或更小的范围内时，TiN根本不能在钢水中沉淀。为此，在本发明的低Si钢的场合，难以使TiN在钢水中沉淀并发挥凝固核的功能以及导致等轴晶体形成。
考虑到上述情况，本发明人研究了在本发明低Si钢中起有效凝固核作用的氧化物，其中TiN作为凝固核的作用是未预期到的。结果，本发明人发现：通过在钢水中添加Mg并且将含Mg氧化物分散在钢水中可以加快凝固；此外，由于脱氧结果而形成的氧化物的组成显著地影响抑制粗柱状晶体的发展，并且，当分散在钢中的含Mg氧化物的组成满足如下公式(2)和(3)时，可使柱状晶体细化，
17.4(Al2O3)+3.9(MgO)+0.3(MgAl2O4)+18.7(CaO)≤500     (2)
(Al2O3)+(MgO)+(MgAl2O4)+(CaO)≥95                    (3)，
此处，括号中的化学成分分别指相关化学成分的摩尔％。由于上述的发现，从而完成了本发明。
含Mg氧化物的组成可通过如下步骤分析。由铸件切割出用于EPMA(电子探针显微分析仪)或扫描电子显微镜(SEM)的试样并用金钢石等对该试样进行镜面抛光。通过EPMA或SEM探测约1μm尺寸的夹杂物并且在EPMA的场合通过波长色散分析法(ZAF分析法)或在SEM的场合通过能量分布分析法(EDX分析法)分析该夹杂物的组成。本发明人使用了如下分析仪：EPMA：由JEOL Ltd.制造的JXA800R和JXA8800RL；SEM：由JEOL Ltd.制造的JSM-820以及附属于SEM的EDX：OXFORDMODEL 6779。虽然观察了在试样中尺寸不大于1μm的夹杂物，但是分析的精确度较差。尺寸不小于1μm的夹杂物被认为能更有效地起凝固核的作用，因此选择尺寸不小于1μm的夹杂物作为分析的对象。在许多场合，观察的夹杂物显示出在凝固后的冷却过程中由于硫化物和氮化物复合沉淀在氧化物中而形成的形状。可分析出组成氧化物的主要元素为Mg、Al、Ca、Ti和Si，而Ti可以组成在氧化物、氮化物和硫化物中的任一种化合物。然后，通过利用Mg、Al、Ca和Si的分析结果以及考虑了由MgO、Al2O3、MgAl2O4、CaO组成的一些氧化物和不含Mg、Al和Ca的氧化物(例如，SiO2)，计算出公式(2)和(3)中所包含的四种氧化物中每种的摩尔％。此处，在对试样表面观察到的夹杂物之中，通过计算排除了不含Mg的夹杂物。通过将其中可用能量分布分析法测出的由计算得到小于1质量％的夹杂物排除在外，便可以容易地做到上述的排除。至少分析了含Mg氧化物的20个或更多的试样，计算出其平均摩尔％，而后计算出公式(2)和(3)左边的值。
当分散在钢中的含Mg氧化物的平均组成满足公式(2)和(3)时，柱状晶体被细化的理由可认为如下。首先，通过将含Mg氧化物的平均组成调节成能够满足公式(3)，该含Mg氧化物由MgO-Al2O3-CaO型氧化物组成，其中，作为阻碍含Mg氧化物发挥铁素体凝固核功能的成分例如SiO2和FeO的含量很小。其次，除上述理由外，当含Mg氧化物的平均组成满足公式(2)时，这些氧化物在不低于钢水液相温度的温度下，以固相状态存在，还有，在氧化物和主要晶体(铁素体)之间，晶格不匹配的程度较低，而且伴随凝固的表面能量增加而降低，因此，这些氧化物有利地起凝固核的作用。
根据本发明，铸件组织的细化不必要求增加等轴晶体比例。在组成满足公式(2)和(3)的含Mg氧化物分散开并且粗柱状晶体的发展被抑制的情况下，即使等轴晶体的比例较低(例如10或15％)，也能减少钢产品中的条痕和皱纹。作为柱状晶体细化的标准，只要在铸件厚度的四分一深度处的柱状晶体的平均宽度为4mm或更小，便可以接受。此处，柱状晶体的平均宽度由铸件的横截面(与铸件方向垂直的截面)的显微照相获得的值来限定，以及通过把在厚度的四分之一的深处提取的部分的长度除以与该部分相交的柱状晶体数而得到的值来限定。
如上所述，本发明的主要特征是通过往钢中添加Mg来防止在钢产品上形成由粗凝固组织所引起的诸如皱纹和条痕等的表面缺陷。
Mg在钢水中形成Mg的氧化物，在凝固过程中起铁素体相凝固核的作用，并在凝固时能形成细致的铁素体相。通过将凝固组织细化，可以防止在钢产品上形成由粗凝固组织所引起的表面缺陷例如皱纹和条痕等。当Mg量为0.0002％或更高时，起铁素体凝固核作用的Mg氧化物能有效地形成。此外，由于Mg氧化物在钢水中起TiN结晶核的作用，因此，即使Ti和N的含量较低，Mg的氧化物也能使TiN结晶。由于TiN也在凝固过程中起铁素体相的凝固核作用，因此通过加速TiN的结晶，便能在凝固时形成细致的铁素体相并可防止在钢产品上形成由粗凝固组织所引起的表面缺陷例如皱纹和条痕等。
关于向钢中添加Mg，不仅添加金属Mg，而且添加MgO也能实现表面缺陷的降低。通过按照金属Mg的等效量向每吨钢水中加入相当于30kgMg的MgO和/或金属Mg，便能使凝固组织细化，并且即使在剧烈的压力加工后，也能把皱纹的高度抑制到5μm或更小，这是一个肉眼不能辨认的水平。
金属Mg对氧具有强的亲合力并与其形成MgO。然而，相对其他元素来说，Mg容易气化，因此其含量是不稳定的。考虑到这一事实，通过按照金属Mg的等效量加入30Kg/吨或更多的MgO和/或金属Mg来保证钢中的Mg浓度为0.0002％或更高。
为了在钢水中形成起铁素体凝固核作用的Mg-Al型氧化物的一种优选方法是用Al将钢水适当地脱氧，而后添加Ti以及在此基础上添加Mg。首先，通过用Al将钢水脱氧，形成作为钢水脱氧产物的Al2O3。其次，通过添加Ti，使得在钢水中除了Al2O3之外，还形成Ti氧化物(TiO和TiO2)。除此以外，通过添加Mg，已经形成的Al2O3和Ti氧化物被Mg和MgO降低，并且可以起铁素体凝固核作用的Al2O3·MgO分散地形成。当通过首次添加Al进行脱氧过度时，即使在添加Mg之后，所形成的主要氧化物也是Al2O3，并因此不能达到凝固组织的细化。从而必须适当地控制用Al的脱氧。其较佳的标准是，在Mg添加之前，钢水中Ti对Al的比例是6或更高。
此外，在实际精炼工艺中，仅通过规定这样简单的脱氧程序难以稳定地形成所需的Mg氧化物，因此需要控制钢水中存在的渣的组成。在实际精炼中，渣存在于钢水的上部，并利用在钢水和渣之间发生的氧化/还原反应将夹杂物由钢水中分离除去。例如，在脱硫的场合，在用Al脱氧的钢水中将氧还原并通过将石灰(CaO)添加到渣中来调节碱性，从而促进了脱硫。在这一场合，当添加的CaO量过剩时，钢水中的夹杂物就变成了CaO·Al2O3型，也就是所谓的铝酸钙。铝酸钙通常具有低熔点并在这样一种状态，即，在钢的凝固温度下，具有夹杂物成分的溶液向上浮起。因此，不能期望铝酸钙起铁素体凝固核的作用。为此，当在渣中过量添加CaO时，不能保证将凝固组织细化。
同时，在渣中添加CaO时，往往会由于添加Mg而形成具有高熔点的MgO·CaO型夹杂物。在这一场合，尽管在钢水中可以形成固相夹杂物，但MgO·CaO型氧化物显示出不良的晶格匹配并因此使得其作为铁素体凝固核的作用恶化。根据上述事实，作为控制渣组成的标准，较佳的是在添加Mg之前，在渣中的(CaO)/(Al2O3)的比例小于0.9。
可在二次精炼时通过使用喷枪的方法，也称喷射法，向钢水中加入金属Mg、Mg氧化物或含Mg合金来添加Mg。另外，可在连铸工艺时的中间包或铸模中加入金属Mg、Mg氧化物或含Mg合金。在这一场合，可制备加Mg用的金属线并且以金属线形式连续地加Mg。又另外，可通过利用在钢水和渣之间的精炼反应来向钢水中添加Mg。例如，通过将MgO加入渣中以及利用渣和钢水之间的平衡脱氧反应便能导致在钢水中含有Mg。另外，通过设计钢水包的耐火衬材料的组成，通过利用钢水和耐火材料之间的反应也可以使钢水中含有Mg。
下面，解释本发明调节成分的理由。
C会恶化加工性和耐蚀性，因此，C的含量愈少愈好。此外，在添加Ti的钢的场合，在热轧或再结晶退火时往往会过量地沉淀出细TiC。在这一场合，由于再结晶大大地被延迟并且形成一种不再结晶的组织，当钢产品经受压力加工时，抗皱纹性能恶化，改进深拉性组织的发展受到抑制，以及晶粒生长也被延迟。由于这些原因，C含量的上限被定为0.010％。另一方面，过度降低C含量会导致精炼成本的提高，因此，C含量的下限被定为0.001％。考虑到生产成本和耐蚀性，C含量的优选范围为0.002-0.005％。
有时添加Si作为脱氧元素。然而，Si是一种固溶体强化元素，从延伸率观点出发，其含量愈少愈好。因此，Si含量的上限被定为0.30％。另一方面，过度降低Si含量会导致提高精炼成本，因此将Si含量的下限定为0.01％。考虑到生产成本和耐蚀性，Si含量理想的上限为0.20％，以及其更理想的范围为0.05-0.15％。此外，当Si含量不大于0.15％时，由于不能期望钢水中TiN的结晶以及凝固组织的细化，因此按本发明添加Mg可起到明显的作用。
Mn与Si一样是一种固溶体强化元素，因此其含量愈小愈好。从延伸率的观点出发，Mn含量的上限被定为0.30％。过度降低Mn含量导致提高精炼成本，因此Mn含量的下限被定为0.01％。考虑到生产成本和耐蚀性，Mn含理想的上限为0.25％，而更理想的范围为0.01-0.15％。
P像Mn和Si一样是一种固溶体强化元素，因此其含量愈小愈好。从延伸率观点出发，P含量的上限被定为0.04％。过度降低P含量会导致提高精炼成本，因此P含量的下限被定为0.01％。考虑到生产成本和耐蚀性，P含量理想的上限是0.035％，而更理想的范围为0.015-0.025％。
S在添加Ti的钢的场合会与Ti和C一起形成Ti4C2S2并且具有固定C的作用。Ti4C2S2是一种在高温下沉淀的粗沉淀。因此，它对再结晶和晶粒生长行为的影响不显著，但当沉淀过量时，它们就会起锈源的作用并因此使耐蚀性恶化。从而，S含量的上限被定为0.0100％。过度降低S含量会导致提高精炼成本，从而，S含量的下限被定为0.0010％。考虑到生产成本和耐蚀性，S含量理想的范围为0.0020-0.0060％。
为了增强耐蚀性和耐高温氧化性能，必须添加10％或更高的Cr。另一方面，添加Cr超过20％不仅会使韧性恶化并因此使生产操作性恶化，而且也使延伸率降低。从而，将Cr含量限定在10-20％的范围内。此外，从保证用于象氯化物、大气腐蚀或酸例如硫酸的普通环境中的耐蚀性和加工性的观点出发，理想的Cr范围为16-19％以及，更理想的为15-17％。
N像C一样会使加工性和耐蚀性恶化，从而其含量愈小愈好。为此，N含量的上限被定为0.020％。当过度降低N量时，即使在钢中的Si含量为0.2％或更高，这时钢中的TiN可用于使凝固组织细化的场合，在凝固温度下起铁素体晶核作用的TiN也不会沉淀，因此导致柱状晶体发展，并且还担心会使钢板产品形成时抗皱纹的性能恶化。为此，N含量的下限被定为0.001％。另一方面，过量添加N会由于溶解的N而使延伸率恶化。考虑到生产成本和耐蚀性，N含量理想的范围为0.004-0.015％，而更理想的上限是0.01％。
Ti通过与C、N和S结合改进耐蚀性、晶粒间耐蚀性和深拉性。由于再结晶组织的发展保证了深拉性。通过添加Ti、TiC、Ti4C2S2，导致TiN沉淀并且晶粒边界被高度纯化并且结果在再结晶退火时，{111}面的衍射强度强烈地发展。通过这样做，可使作为深拉性指标的r值显著地改进。然而，因为Ti是一种固溶体强化元素，其过度添加会导致溶解的Ti增加，并因此使作为冲压拉伸性指标的延伸率恶化。从而，Ti含量被限定为0.05-0.30％的范围。考虑到精炼成本和焊缝的晶界耐蚀性，Ti含量理想的范围是0.10-0.20％。此外，较佳的是添加10(C+N)％或更多的Ti以固定C和N和保证耐蚀性，特别是在热影响区的晶界耐蚀性。
上述Si、Mn、P和Ti的含量，作为整体必须被调节到使得由公式(1)所规定的∑值可以是0.70或更小。
∑＝0.9 Si+8.6 P+2 Ti+0.5 Mn-0.5            (1)。
在钢水阶段添加Mg以形成含Mg氧化物，从而加速凝固并抑制铸件中粗柱状晶体的发展。此外，Mg与钢水中的Al一起形成Mg氧化物并且不仅起脱氧剂的作用而且也起TiN晶核的作用。TiN在凝固过程中变成铁素体相的凝固核。结果，通过加速TiN的结晶，可使凝固时能将铁素体相精炼。凝固组织的细化可以防止在钢产品上形成由粗凝固组织所引起的表面缺陷例如皱纹和条痕等。
Mg在被加入钢水中时可能会挥发，并且即使当其在添加后形成氧化物时也能浮起，从而在某些场合，Mg的含量低。尽管在钢水中的Mg含量会降低至0.0002％，但是只要添加Mg以使在得在钢中分布的含Mg氧化物平均组成满足公式(2)和(3)，就能使尺寸为1μm或更大的含Mg氧化物按氧化物的粒子数计以足够高的密度存在于铸件中，从而可以获得本发明的效果。为此，在铸件中最终留存的Mg含量的下限被定为0.0002％。
此外，只要含有这样的Mg量，在含有一定量Si的钢水的场合，也能有效地形成起到钢水中TiN结晶核作用的Mg氧化物。然而，当Mg含量超过0.0050％时，可焊性恶化并且形成粗MgS以及起锈源的作用。从而，Mg含量的上限被定为0.0050％。为了使柱状晶体细化并加速等轴结晶，理想的是，Mg含量不小于0.0010％。
上述成分是本发明的基本成分并且在有需要时还可含有如下成分。
B是改进二次加工性的一种元素并且在将其添加到加Ti的钢中时特别有效。在加Ti的钢中，尽管由于C被Ti固定，使得晶界的强度恶化并从而在二次加工时趋于产生晶粒间裂纹，但这些缺点可通过添加0.0003％或更多的B来防止。然而，过度添加B会使延伸率恶化。从而B含量被限定在0.0003-0.0058％的范围内。此外，考虑到耐蚀性和精炼成本，Mg的理想范围为0.0005-0.0020％。
可添加0.005％或更多的Al作为脱氧剂。然而，过度添加Al会恶化加工性和表面质量。从而Al含量被限定在0.005-0.10％的范围内。此外，考虑到精炼成本，Al的理想范围是0.010-0.07％。
Mo、Ni和Cu是改进耐蚀性的元素并且在要求耐蚀性的用途中添加其中的一种或多种元素。通过添加0.1％或更多的量可产生作用。然而，其过量添加会恶化加工性，特别是恶化延展性，从而其上限被定为2.0％。此外，考虑到生产操作性和强度，其理想的范围是0.5-1.5％。
Nb、V和Zr是改进加工性和耐蚀性的元素并按照要求的用途添加其中的一种或多种元素。当分别添加0.01％或更多的Nb，0.1％或更多的V以及0.01％或更多的Zr时，即可产生作用。然而，其过量添加会引起表面缺陷的缺点、不均匀的光泽度以及延展性恶化。为此，Nb、V和Zr的含量分别被限定在0.01-0.5％、0.1-3.0％和0.01-0.5％的范围内。此外，考虑到生产操作性和延性展，较佳的Nb、V和Zr的范围分别为0.1-0.3％、0.2-1.0％和0.05-0.3％。
由上述本发明铸件制得的铁素体不锈钢板的深拉性、冲压拉伸性和抗皱纹的性能优良。
在本发明中，除上述化学组成外也研究了制备方法。
制备本发明铁素体不锈钢板的第一种方法是一种制备铁素体不锈钢板的方法，其特征在于，使用上述本发明的铸件。
制备本发明铁素体不锈钢板的第二种方法涉及在溶炼和精炼不锈钢阶段添加Mg的方法。如上所述，本发明人发现，添加Mg会影响到与皱纹显著有关的凝固组织。图3示出了当将MgO和/或金属Mg添加到150吨钢水中时，按照Mg等效量的添加量与钢板产品皱纹高度之间的关系。通过将沿图3横轴所示量的MgO和/或金属Mg添加到含有16％Cr、0.003％C、0.1％Si、0.1％Mn、0.01％P、0.002％S、0.01％N、0.0005％B以及0.01％Al的钢中，而后使添加Mg的钢经受热轧(钢板厚度4.0mm)、冷轧(轧辊直径400mm和钢板厚度2mm)、中间退火(880℃)、冷轧(钢板厚度0.5mm)以及退火(900℃)等工艺，然后测定皱纹的高度，得到图3中的数据。此处，通过由钢板产品截取JIS No.5抗拉试样，沿轧制方向使该样产生16％的变形，而后测定表面上凹凸部的高度并据此算出皱纹的高度。
由图3可理解到，通过在钢水中加入不小于每吨钢水0.30kg的Mg，可使凝固组织细化并且改进了抗皱纹性能。尽管Mg与氧具有强的亲合力并且与氧形成MgO，但是已经发现，Mg相对于其他元素更容易捍发，并因引很难保持在钢水中。然而，与Mg含量的波动无关，通过向钢水中加入对每吨钢水不小于0.30kg的Mg，就能使凝固组织细化并使抗皱纹性能得到改善。此处，只要以MgO和/或金属Mg的形式添加，所添加的Mg就能产生充分的效果。此外，较佳的钢水量为150吨或更多。
当加入Mg量过小时，钢水中的夹杂物就会变成具有低熔点的CaO·Al2O3型夹杂物并且不能保证起到铁素体结晶核的作用。通过保证加入Mg量为0.30kg/吨或更多，可使夹杂物变成MgO·Al2O3·CaO型夹杂物，并且，尽管混合进CaO，也能使熔点升高，同时可以获得一种满足公式<2>和<3>而且与铁素体的晶格匹配优良的组成。当Mg的添加量进一步增加时，主要由MgO和MaO·Al2O3组成的夹杂物以及使凝固组织细化的作用进一步增强。从而，只要最终保留在钢中的Mg量不超过上限，加入的Mg量就可以任意增加。
制备本发明铁素体不锈钢的第三种方法涉及一种如下所述轧制钢板的方法。
通常，通过热轧扁坯，使热轧钢板经受加热区退火，并且重复冷轧和再结晶退火一次或多次，从而制得不锈钢板。在这一场合，本发明人发现，根据成分通过使制备条件最优化，可以改进深拉性、冲压拉伸性和抗皱纹性能。下面说明调节本发明制备方法的理由。
当添加Ti的铁素体不锈钢板热轧时，在加热扁坯时往往会使Ti4C2S2沉淀。如果Ti4C2S2在加热阶段不能稳定地沉淀，它就会在热轧时沉淀。通过这样做，铁素体相的再结晶显著地被延迟。这样一种固溶体/沉淀温度与[Ti]、[C]0.5和[S]0.5的量成比例地变化，并且，在本发明中，已经发现，通过在由成分确定的温度范围内加热扁坯，可使TiC2S2稳定地沉淀并可改善钢板产品的r值。图4示出了[Ti]×[C]0.5×[S]0.5的值、扁坯加热温度和钢板产品的r值之间的相互关系。通过使含有16％Cr、0.1％Si、0.1％Mn、0.01％P、0.01％N、0.0005％B、0.01％Al和0.0002％Mg的钢经受热轧(4.0mm)、加热区退火(930℃)、冷轧(钢板厚度0.5mm)和退火(900℃)的工艺得到图4的数据。[Ti]、[C]和[S]的含量在本发明所规定的范围内。方框内的数字为r值。此处，r值按下述方法获得，即，通过由钢板产品中截取JIB No.13B抗拉试样，沿轧制方向和与轧制方向成45°及90°角的方向对该试样施加15％的变形，而后由如下公式<9>和<10>计算平均r值，
r＝ln(Wo/W)ln(to/t)                        <9>，
此处Wo指初始板宽度，W是发生变形后的板宽度，to指初始板厚度，以及t是发生延伸后的板宽度，
平均r值＝(ro+2r45+r90)/4                  <10>
此处ro指轧制方向的r值，r45是与轧制方向成45°角的r值而r90是与轧制方向成90°角的r值。关于r值，当平均r值为2.0或更高时，该r值被认为是即使在剧烈的深拉时在其中也不产生裂纹的水平。由图4可理解到，通过在本发明所规定的上述公式<4>示出的温度范围内加热扁坯，可以得到很高的深拉性。这是因为，在该温度范围内加热扁坯能使Ti4C4S4稳定地沉淀，并且在热轧时使再结晶加速。此处，优选设定1000℃为扁坯加热温度的下限，因为通过这样做能防止在轧制时产生缺陷。
尽管通过降低热轧时的最终温度能使变形到积累，但当卷取温度高时，该变形解除并形成恢复组织。相反，当最终温度高时，变形不会积累。当热轧中变形积累时，在加热区退火时会加速再结晶并使抗皱纹性能得到改善。当最终温度和卷取温度分别高于850℃和700℃时，形成恢复组织，在加热区退火时很难发生再结晶，并使会引起皱纹的带形恢复组织保留下来。从而，较佳的是最终温度和卷取温度分别为850°或更低以及700℃或更低。
下面，解释加热区退火温度。通常，加热区退火是为了使热轧时形成的加工组织再结晶并改善钢板产品的加工性和抗皱纹性能而引入的一种工艺。然而，即使采用加热区退火，在剧烈加工下也往往会明显地出现皱纹。在本发明中，已经发现，根据成分通过使加热区退火温度最佳化，可使钢板改进到即使在剧烈加工时在其上面也几乎不产生皱纹的水平。图5示出了钢板产品的[Ti]×[C]含量、加热区退火和皱纹之间的关系。通过使含有16％Cr、0.1％Si、0.1％Mn、0.01％P、0.002％S、0.01％N、0.0005％B、0.01％Al和0.0002％Mg的钢经受热轧(4.0mm)、加热区退火、冷轧(0.5mm板厚度)和退火(900℃)的工艺而得到图5中的数据。[Ti]和[C]含量在本发明所规定的范围内。方框中的数字是皱纹高度(μm)。由图5可理解到，在由本发明所规定的上述公式<5>所示温度范围内通过退火，可将皱纹高度降低至5μm或更小。在热轧和加热区退火时细致的TiC沉淀是延迟铁素体相再结晶并阻碍退火时晶粒尺寸的夹杂物。当这些夹杂物稳定存在时，再结晶被延迟，晶粒没有形成，并从而不能完全将引起皱纹的热轧组织细化。然而，通过在TiC溶解的温度范围内加热钢板，可加速铁素体相的再结晶，晶粒可以形成，并因此使得在热轧时形成的热轧组织充分细化以及明显地改进抗皱纹性能。此处，当加热区退火温度高于1000℃时，形成粗晶粒以及反而使抗皱纹性能恶化。从而，加热区退火温度上限被定为1000℃。
最后，说明最终退火。在最终退火中，在上述公式<6>所示温度范围内进行退火特别对改进延伸率有效。尽管这样对改进延伸率有效，但是为了使晶粒粗化至某种程度，优选使温度按照成分来变化。这是因为，细TiC影响最终退火温度下的晶粒生长。在本发明中，在图6中所示的不高于TiC溶解温度至不低于TiC溶解温度-100℃的温度范围内进行退火。通过使含有16％Cr、0.1％Si、0.1％Mn、0.01％P、0.002％2S、0.01％N、0.0005B、0.01％Al和0.0002％Mg的钢经受热轧(4.0mm)、加热区退火(930℃)、冷轧(0.05m板厚度)以及退火等工艺得到图6中的数据。[Ti]和[C]的含量在本发明所规定的范围。作为延伸率，通过由钢板产品中截取JIS No.13B抗拉试样并沿在使用的轧制方向拉伸该试样而得到断裂延伸率。由图6可理解到，通过在公式<6>所示的温度范围内进行加热，可得到延伸率为35％或更高，这是较佳水平，它允许进行剧烈的冲压拉伸。当TiC溶解时，晶粒过度粗化并且该粗化的晶粒可能在晶界破裂。然而，当温度低于TiC溶解温度-100℃时，形成细晶体组织并且不能得到高延伸率。从而通过在TiC不溶解的合适温度进行最终退火可得到很高的延伸率。
制备本发明铁素体不锈钢的第四种方法涉及一种如下所述的轧制钢板的方法。
如上所述，通常通过热轧扁坯，再使热轧钢板经受加热区退火，然后重复进行冷轧和再结晶退火一次或多次，即可制得不锈钢板。在这场合，本发明发现，通过使生产工艺最优化，能改进深拉性、冲压拉伸性和抗皱纹性能，此外，通过省去通常使用的加热区退火工艺，不仅提高了生产率，也进一步改善了加工性。
这些发现的特征是，省去热轧扁坯后的加热区退火并且应用：在装备有直径300mm或更大轧辊的轧钢机上以压下率30％进行冷轧；而后在规定的加热温度下进行中间退火；接着冷轧至规定的钢板厚度；然后在规定的加热温度下进行最终退火。
在本发明钢这样的高纯度钢中，当该钢在加热区退火中发生再结晶时，形成粗晶粒组织。这是因为在热轧时发生恢复过程并且不能充分积累变形。相反，当通过使用大直径辊施加一定程度的冷轧而不进行加热区退火并且在其间另外进行中间退火时，可得到细晶粒再结晶组织。而后，通过进一步施加冷轧和最终退火，可使加工性得到改进。这是因为，在热轧时，冷轧变形被引入到工艺过程中并从而使晶粒在中间退火时细化。
以下说明调节本发明制备方法的理由。
一般地说，当省略去加热区退火后，加工性恶化。然而，在本发明中发现，通过省去加热区退火比采用它更能使加工性得到改进。该发现的要点是，在热轧后的冷轧中，通过使用直径300mm或更大的轧辊来轧制钢板可抑制剪切变形的引入并可控制冷轧组织。尽管如上所述已经公开了，较大的轧辊直径可使r值得到改进，但此处新的发现是，加热区退火被省略并且根据Ti和C的量通过使中间退火温度最优化可以进一步改进r值。图7示出了钢板产品的r值和中间退火温度之间的关系。通过使含有16％Cr、0.1％Si、0.1％Mn、0.01％P、0.002％S、0.01％N、0.0005％B、0.01％Al和0.0002％Mg的钢经受热轧(板厚度4.0mm)、冷轧(轧辊直径400mm，板厚度2.0mm)、中间退火、冷轧(板厚0.5mm)以及退火(900℃)工艺得到图7中的数据。此处，r值按下述方法获得，即，通过由钢板产品中截取JIS No.13B抗拉试样，沿轧制方向以及与轧制方向成45°和90°角的方向对该试样施加15％的变形，而后由上述公式<9>和<10>计算平均r值。
关于r值，当平均r值为2.5或更高时，该r值被认是允许剧烈深拉的水平。由图7可理解到，通过在由公式<7>所示温度范围内进行中间退火，即使省去加热区退火，也能得到很高的深拉性。这是因为，微细的TiC稳定沉淀抑制了中间退火阶段过量的晶粒生长并且铁素体微细的再结晶晶粒的形成有助于改进钢板产品的r值。当一旦进行加热区退火时，不希望地形成粗晶粒。另一方面，在不进行加热区退火的钢中，晶粒在中间退火阶段发生细化并因此使r值成为较佳。此外，即便使用大直径轧辊进行冷轧，但如果在中间退火时施加造成晶粒粗化的高温退火，也会使大直径轧辊的作用消失。此处，如果在退火时不发生再结晶，就会使钢板产品的加工性恶化，因此使用大直径轧辊冷轧的压下率被定为30％或更高，而中间退火温度的下限被定为700℃。
最后，说明最终退火温度。在中间退火中，在公式<7>所示的温度范围内进行退火，以便利用TiC并因此形成微细的再结晶晶粒。然而，在最终退火中，在公式<8>所示的温度范围内进行退火时对改进延伸率特别有效。在这一方法中，在不超过TiC溶解温度和不造成晶粒极度粗化的高温范围内施加退火。图8示出了最终退火温度和延伸率之间的关系。通过使含有16％Cr、0.1％Si、0.1％Mn、0.01％P、0.002％S、0.01％N、0.0005％B、0.01％Al以及0.0002％Mg的钢经受热轧(板厚度4.0mm)，冷轧(轧辊直径400mm，板厚2.0mm)，中间退火(880℃)，冷轧(板厚0.5mm)以及最终退火的工艺得到图8中的数据。使用由钢板产品中截取JISNo.13B抗拉试样并沿轧制方向拉伸该试样，将所获的断裂延伸率作为延伸率。延伸率35％或更高是这样一个水平，在此情况下，结合上述r值，允许应用钢板产品来进行成形加工，而常规铁素体不锈钢板是不能用来进行成形加工的。由图8可理解到，通过在由公式<8>所规定的温度范围内进行加热，可以改进延伸率。这是因为，通过在不造成TiC溶解的高温范围内进行退火，铁素体相中的晶粒不会极度粗化并且生长成为对加工性有利的晶粒。
 实施例
(实施例1)
将表1中所示的钢熔化并通过转炉-真空精炼法精炼，进一步在钢水包精炼工艺中细致地调节钢中的成分，而后通过使用浸没在钢水中的喷枪的喷射方法添加金属Mg或Mg氧化物(MgO)。然后，通过连铸制备厚度250mm的铸件。
在熔炼和精炼本发明的钢的过程中，在添加Mg前使用以Al进行适度脱氧作为钢水的脱氧并将钢水中的Al含量控制到0.025％或更小，以使得添加的Mg可以把易于形成的Al2O3和MgO·Al2O3型夹杂物的含量降低。此外，通过控制渣中CaO和Al2O3浓度之间的比例并借此降低渣中CaO的活性，由于在钢水中与渣平衡存在的夹杂物的CaO活性降低，因此防止这些夹杂物具有低熔点。如表1所示，调节Mg的喷射量以保证Mg的含量。
这样制得的各种钢的化学成分示于表1。由铸件切割供EPM的试样，其表面用金刚石进行镜面抛光，用EPMA检测约1μm或更大尺寸的夹杂物，而后通过波长色散分析法(ZAF分析法)分析夹杂物的组成。这些夹杂物经常是以氧化物的形式被观察到，在凝固后的冷却过程中，在其上面沉淀出硫化物和氮化物并结合氧化物的沉淀。通过分析得到的组成氧化物的主要元素为Mg、Al、Ca、Ti和Al。此外，Ti组成任何氧化物、氮化物和硫化物。考虑到上述事实，通过使用Mg、Al、Ca和Si的分析结果，假定氧化物由MgO、Al2O3、MgAl2O4和CaO的氧化物以及其他不含Mg、Al和Ca的氧化物(例如SiO2)组成，并计算出公式<2>和<3>中所包括的四种氧化物的摩尔％，即可得到表1所示的组成。
表1
                                              成分(质量％) Mg喷入量(kg/t)                 夹杂物(质量％) 公式<2>的值注2) 公式<3>的值注3)
Cr C N Si Mn P S Ti Mg ∑注1) (Al2O3) (MgO) (MgAl2O4) (CaO)
本发明试样1 16.7 0.0025 0.0089  0.06  0.12 0.013 0.0015  0.15 0.0010   0.42     0.3     7.5    25.3     52.3   11.8   465.5   96.9
本发明试样2 16.5 0.0025 0.0080  0.08  0.08 0.011 0.0075  0.13 0.0002   0.35     0.6     5.2   38.1     50.4   3.7   323.4   97.4
本发明试样3 16.9 0.0017 0.0095  0.16  0.08 0.011 0.0020  0.18 0.0028   0.45     0.6     7.3   23.6     50.8   13.7   490.5   95.4
对比试样1 16.7 0.0017 0.0058  0.04  0.08 0.022 0.0020  0.12    -   0.42     0     55.8   7.5     15.7   12.1   1231.2   91.1
对比试样2 16.7 0.0025 0.0088  0.06  0.15 0.012 0.0018  0.15 0.0010   0.43     0.6     16.5   30.5     35.7   12.8   656.1   95.5
对比试样3 16.9 0.0025 0.0091  0.55  0.35 0.027 0.0018  0.18 0.0003   0.72     0.6     6.3   37.8     49.8   4.7   359.9   98.6
注1)∑＝0.9Si+8.6P+2Ti+0.5Mn-0.5                          …<1>
注2)17.4(Al2O3)+3.9(MgO)+0.3(MgAl2O4)+18.7(CaO)≤500   …<2>
注3)(Al2O3)+(MgO)+(MgAl2O4)+(CaO)≥95                  …<3>
拍摄铸件横截面(与铸件垂直的平面)的显微照片并鉴别等轴晶体比(等轴晶体所占区域的比例)。此外，通过在显微照片上于样品厚度的四分之一深度处沿宽度方向提取部分长度(长度500mm)，将该长度除以被该部分相交的柱状晶体数，就得到了柱状晶体的平均宽度。结果示于表2中。
将铸件在加热带钢轧机上连续热轧，将该热轧钢板经受加热区退火并酸洗而后冷轧、退火和酸洗，并且通过这样做制得厚度为0.5mm的钢板。沿热轧方向由钢板上切割JIS No.13B和No.5的抗拉试样并且使每个试样经受抗拉试验(屈服强度YS和延伸率EL)、r值测定和皱纹测定。在对试样进行15％变形拉伸后测定r值。在评价皱纹时，在将16％变形拉伸施加给具有粗糙度的钢板上后，通过测定钢板的表面上产生的皱纹高度。按照四步计算A、B、C和D(条痕按A-D的顺序降低)通过敏感试验测定钢板表面上的条痕。钢板材料质量的测定结果示于表2。
表2
               铸件结构                           钢板质量
  四分之一厚度处的柱状结晶宽度(mm)   等轴晶体比例(％)     YS(MPa)     El(％)  平均r值   皱纹(μm)     条痕级别注4)
本发明试样1     3.0     17     260     37.8     2.1     8     A
本发明试样2     2.8     9     249     38.5     2.2     8     A
本发明试样3     2.4     36     250     36.0     2.1     7     A
对比试样1     10.0     7     255     37.9     2.2     22     B-C
对比试样2     11.2     9     262     36.8     2.1     25     B-C
对比试样3     2.5     55     278     34.0     1.7     8     A
注4)通过敏感试验分级；A：很好，B：良好，C：中等，D：差
根据本发明，即使在高纯度钢中，除了降低C和N的量以外，还降低取代固溶体元素Si、Mn、P和Ti的量，这样，由于抑制了粗柱状晶体的发展和降低了柱状晶体的宽度，所以能得到不仅具有由高纯化造成的高加工性(高延伸率和高r值)并且抗皱纹性能和抗条痕性能优良的钢板。另一方面，在对比例1和2的场合，其中不形成与本发明有关的含Mg氧化物，尽管加工性良好，但抗皱纹性能和抗条痕性能极为低劣。具体地说，在对比例2的场合，尽管含有10ppm Mg，但仍形成粗柱状晶体，该事实显示，不仅添加Mg，而且也要使Mg氧化物的组成最优化是重要的。在这一场合，Mg添加之前的渣组成不合适，从而(CaO)/(Al2O3)的值不小于0.90。在对比例3的场合，其中高纯化不充分，故其本身的加工性不良。
(实施例2)
将具有表3-6所示组成的铁素体不锈钢熔化并精炼，而后热轧成3.8mm厚度的热轧钢板。而后，使该热轧钢板进行加热带连续退火，酸洗并然后冷轧成0.5mm厚度的冷轧钢板。接着，使该冷轧钢板经受连续退火、酸洗和光整冷轧，结果制得钢板产品。在这些表中，金属Mg和MgO的加料量是指按照金属Mg的等效量的加料量(kg/ton)。
在熔炼和精炼本发明的钢时，类似于实施例1，通过调节脱氧、控制渣的组成以及加Mg量的顺序来保证满足公式<2>和<3>的氧化物组成。
由这样制得的厚度0.5mm的钢板产品中截取试样并测定r值、延伸率和皱纹高度。测量方法与前述相同。
在表4和6中，TA、TB和TC分别由以下等式所规定：TA＝-50-5475/(log([Ti][C])-2.6)；TB＝-5475/(log([Ti]×[C])-2.6)；以及TC＝-100-5475/(log([Ti]×[C])-2.6)。
从表3-6可以明显地看出，含有本发明所规定的化学成分并具有本发明的规定范围的Mg含量或Mg添加量的钢具有高r值、高延伸率以及低皱纹高度，并且深拉性、冲压拉伸性和抗皱纹性能优良。
在表3和表4中，Nos.1-25为本发明的实施例。在Nos.1-7的各个场合，在钢水中既不喷射金属Mg，也不喷射MgO，在渣中添加MgO，其中调节(CaO)/(Al2O3)的值并通过由渣供给Mg来使钢水中形成满足公式<2>和<3>的含Mg氧化物，并从而保证了良好的皱纹高度。在Nos.8-25的各个场合，按照金属Mg的有效量加入不小于0.3kg/吨钢水的MgO和/或金属Mg并且钢中的Mg量不小于0.0002％，从而保证了良好的皱纹高度。
在表5和表6中，Nos.26-55为对比例。在Nos.26、39和40的各个场合，Mg含量和Mg加入量两者都不充分，在Nos.27、28和41-49的各个场合，制备条件在本发明所规定的范围之外，在Nos.29和37的各个场合，成分和制备条件皆在本发明所规定的范围之外，以及在Nos.30-36、38和50-55的各个场合，成分在本发明所规定的范围之外，并因此不能保证足够的质量。
此处，可适当地设计扁坯厚度、热轧钢板的厚度等。此外，而且在冷轧中，可适当地设计压下率、轧辊的粗糙度、轧制油、轧制的次数、轧制速度等。此外，通过使用两次冷轧法，在其中间***中间退火，可以进一步改进性能。在中间退火和最终退火中，或者在非氧化气氛例如氢气或氮气中的退火工艺或在空气中的退火工艺并随后酸洗都可采用。
表3
 No                                                                           化学组成：质量％        金属Mg，Mg
C Si Mn P S Cr N B Ti Al Mg Mo Ni Cu Nb V Zr   加料量kg/t     类型
本发明试样  1 0.002   0.1   0.1   0.01   0.001   16.1   0.006   0.0008   0.12   0.008   0.0002   -   -   -   -   -   -     -     -
 2 0.003   0.2   0.1   0.01   0.005   17.5   0.009   0.0008   0.15   0.008   0.0002   1.1   -   -   -   -   -     -     -
 3 0.005   0.3   0.1   0.03   0.001   16.5   0.015   0.0015   0.17   0.05   0.0003   -   1.2   -   -   -   -     -     -
 4 0.007   0.1   0.3   0.01   0.002   16.1   0.006   0.0025   0.11   0.02   0.0005   -   -   1.5   -   -   -     -     -
 5 0.008   0.1   0.1   0.02   0.006   18.5   0.012   0.0022   0.11   0.07   0.0002   -   -   -   0.4   -   -     -     -
 6 0.003   0.3   0.3   0.03   0.001   16.1   0.011   0.0008   0.08   0.009   0.0003   -   -   -   -   1.5   -     -     -
 7 0.005   0.1   0.2   0.01   0.001   16.7   0.017   0.0006   0.12   0.005   0.0002   -   -   -   -   -   0.5     -     -
 8 0.003   0.1   0.1   0.01   0.002   16.2   0.007   0.0005   0.15   0.01   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33     金属Mg
 9 0.002   0.2   0.1   0.02   0.006   16.5   0.005   0.0003   0.12   0.02   0.0015   -   -   -   -   -   -     0.50     MgO
 10 0.004   0.1   0.2   0.01   0.001   16.3   0.003   0.0008   0.09   0.005   0.0008   -   -   -   -   -   -     0.40     金属Mg
 11 0.003   0.3   0.1   0.01   0.002   18.3   0.007   0.0005   0.20   0.05   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33     金属Mg+MgO
 12 0.001   0.1   0.3   0.01   0.001   16.0   0.002   0.0003   0.10   0.007   0.0003   -   -   -   -   -   -     0.37     金属Mg
13 0.001 0.1 0.1 0.01 0.001 11.3 0.002 0.0003 0.10 0.007 0.0003 - - - - - -     0.37     MgO
 14 0.006   0.2   0.1   0.02   0.006   11.5   0.011   0.0003   0.14   0.02   0.0015   -   -   -   -   -   -     0.50     金属Mg
 15 0.003   0.2   0.1   0.02   0.008   14.5   0.005   0.0010   0.12   0.02   0.0020   -   -   -   -   -   -     0.67     MgO
 16 0.004   0.1   0.1   0.01   0.003   19.2   0.009   0.0007   0.11   0.006   0.0003   1.8   -   -   -   -   -     0.53     金属Mg+MgO
 17 0.005   0.1   0.1   0.01   0.003   17.5   0.016   0.0004   0.15   0.07   0.0002   -   1.5   -   -   -   -     0.73     MgO
 18 0.006   0.2   0.1   0.02   0.001   16.5   0.012   0.0006   0.13   0.03   0.0002   -   -   0.9   -   -   -     0.37     MgO
 19 0.006   0.2   0.2   0.02   0.001   18.5   0.008   0.0025   0.08   0.06   0.0002   2.0   0.5   -   -   -   -     0.40     金属Mg+MgO
 20 0.001   0.1   0.1   0.01   0.001   16.0   0.002   0.0003   0.10   0.007   0.0003   1. 3   -   0.5   -   -   -     0.53     MgO
 21 0.005   0.1   0.2   0.01   0.004   19.2   0.013   0.0004   0.13   0.01   0.0005   -   -   -   0.22   -   -     0.47     金属Mg+MgO
 22 0.003   0.1   0.1   0.01   0.002   18.3   0.007   0.0005   0.20   0.05   0.0002   -   -   -   -   1.2   -     0.60     MgO
 23 0.005   0.1   0.1   0.01   0.002   15.1   0.013   0.0015   0.15   0.02   0.0003   -   -   -   -   -   0.1     0.67     金属Mg
 24 0.004   0.1   0.2   0.01   0.001   16.3   0.003   0.0008   0.09   0.005   0.0008   -   -   -   0.2   2.0   -     0.87     金属Mg+MgO
 25 0.003   0.2   0.1   0.02   0.001   11.5   0.006   0.0008   0.12   0.01   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33     MgO
表4
No                       热轧   加热区退火     最终退火   延伸率％   r值 皱纹高度μm
  TA℃   加热温度T1℃   最终温度℃   卷取温度℃   TB℃     温度T2℃   TC℃     温度T3℃
本发明试样  1  1115     1100     800     620   877     925   777     870     39     2.4     4
 2  1213     1200     830     600   918     925   818     850     36     2.3     3
 3  1178     1150     820     670   962     980   862     900     37     2.1     4
 4  1184     1170     750     630   955     970   855     880     36     2.5     3
 5  1237     1200     710     610   965     970   865     880     35     2.6     5
 6  1101     1090     800     580   877     900   777     800     35     2.7     5
 7  1150     1100     800     620   937     925   837     870     37     2.4     4
 8  1175     1150     850     650   918     925   818     900     36     2.3     3
 9  1185     1170     800     680   877     945   777     920     35     2.4     2
 10  1120     1110     790     630   903     920   803     890     37     2.4     3
 11  1199     1150     750     550   937     910   837     900     37     2.2     1
 12  1078     1050     700     540   827     850   727     800     36     2.5     1
 13  1078     1050     830     550   827     850   727     800     40     2.1     1
14  1246     1200     850     590   961     970   861     930     41     2.2     2
 15  1214     1200     800     640   903     920   803     890     42     2.1     3
 16  1178     1150     700     690   916     925   816     900     38     2.1     2
 17  1213     1150     730     650   953     960   853     940     39     2.3     1
 18  1163     1140     770     600   956     970   856     900     40     2.5     3
 19  1126     1100     800     680   922     940   822     910     36     2.8     4
 20  1078     1050     830     680   827     850   727     820     40     2.4     5
 21  1213     1150     840     670   943     960   843     930     36     2.1     3
 22  1199     1150     800     600   937     950   837     930     36     2.2     2
 23  1196     1150     790     630   953     970   853     900     42     2.6     3
 24  1120     1110     750     630   903     925   803     880     40     2.5     4
 25  1130     1100     850     630   903     920   803     880     36     2.1     4
表5
 No                                                                         化学组成；质量％         金属Mg，MgO
C Si Mn P S Cr N B Ti Al Mg Mo Ni Cu Nb V Zr   加料量kg/t     类型
对比试样  26 0.002   0.1   0.1   0.01   0.001   16.1   0.006   0.0008   0.12   0.008   0.0001   -   -   -   -   -   -     -     -
 27 0.002   0.1   0.1   0.01   0.001   16.1   0.006   0.0008   0.12   0.008   0.0002   -   -   -   -   -   -     -     -
 28 0.002   0.1   0.1   0.01   0.001   16.1   0.006   0.0008   0.12   0.008   0.0002   -   -   -   -   -   -     -     -
 29 0.012   0.1   0.1   0.01   0.002   16.2   0.007   0.0005   0.15   0.01   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33     金属Mg
 30 0.003   0.4   0.1   0.01   0.001   16.5   0.001   0.0005   0.15   0.01   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33     金属Mg+MgO
 31 0.005   0.3   0.4   0.02   0.005   18.3   0.003   0.0003   0.12   0.02   0.0015   -   -   -   -   -   -     0.50     金属Mg
 32 0.007   0.2   0.2   0.05   0.006   16.2   0.011   0.0008   0.09   0.005   0.0008   -   -   -   -   -   -     0.40     MgO
 33 0.003   0.3   0.2   0.03   0.02   16.5   0.012   0.0005   0.20   0.05   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33     MgO
 34 0.007   0.1   0.1   0.01   0.002   22   0.011   0.0003   0.14   0.02   0.0015   -   -   -   -   -   -     0.50     金属Mg+MgO
 35 0.003   0.2   0.2   0.02   0.001   16.8   0.025   0.0010   0.12   0.02   0.0020   -   -   -   -   -   -     0.67     金属Mg
 36 0.007   0.3   0.1   0.03   0.007   18.3   0.012   0.006   0.15   0.01   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33     MgO
 37 0.005   0.1   0.2   0.03   0.006   16.2   0.008   0.0005   0.35   0.02   0.0020   -   -   -   -   -   -     0.67     金属Mg
 38 0.007   0.2   0.3   0.01   0.002   16.5   0.012   0.0003   0.15   0.15   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33     金属Mg
 39 0.007   0.1   0.2   0.03   0.004   18.3   0.007   0.0005   0.09   0.02   0.0001   -   -   -   -   -   -     0.20     MgO
 40 0.007   0.1   0.2   0.03   0.004   18.3   0.007   0.0005   0.09   0.02   0.0001   -   -   -   -   -   -     0     -
41 0.005 0.2 0.3 0.03 0.002 16.2 0.001 0.0003 0.20 0.006 0.0002 - - - - - - 0.40     金属Mg+MgO
42 0.003 0.1 0.1 0.01 0.001 11.3 0.003 0.0010 0.14 0.05 0.0002 - - - - - - 0.33     金属Mg+MgO
43 0.005 0.1 0.2 0.02 0.005 14.5 0.012 0.0005 0.12 0.04 0.0015 - - - - - -     0.53     MgO
 44 0.005   0.2   0.3   0.01   0.002   16.2   0.007   0.0010   0.15   0.03   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.27     金属Mg
 45 0.005   0.2   0.3   0.01   0.002   16.2   0.007   0.0010   0.15   0.02   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.27     金属Mg
 46 0.007   0.1   0.1   0.02   0.001   16.5   0.012   0.0005   0.12   0.01   0.0015   -   -   -   -   -   -     0.47     Mg0
 47 0.007   0.1   0.1   0.02   0.001   16.5   0.012   0.0005   0.12   0.01   0.0015   -   -   -   -   -   -     0.47     MgO
 48 0.004   0.1   0.2   0.01   0.001   16.3   0.005   0.0008   0.09   0.01   0.0008   -   -   -   -   -   -     0.40     金属Mg+MgO
 49 0.004   0.1   0.2   0.01   0.001   16.3   0.003   0.0008   0.09   0.03   0.0008   -   -   -   -   -   -     0.40     MgO
 50 0.005   0.2   0.2   0.04   0.002   16.5   0.013   0.0005   0.18   0.07   0.0008   2.5   -   -   -   -   -     0.33     金属Mg
 51 0.003   0.2   0.2   0.03   0.005   16.6   0.002   0.0003   0.13   0.05   0.0002   -   3.0   -   -   -   -     0.30     金属Mg+MgO
 52 0.002   0.1   0.2   0.01   0.006   16.8   0.008   0.0008   0.08   0.03   0.0003   -   -   3.0   -   -   -     0.37     金属Mg
 53 0.003   0.3   0.3   0.02   0.005   16.2   0.009   0.0003   0.09   0.01   0.0006   -   -   -   0.8   -   -     0.60     MgO
 54 0.005   0.1   0.1   0.02   0.002   16.1   0.007   0.0003   0.11   0.05   0.0013   -   -   -   -   4.0   -     0.57     金属Mg+MgO
 55 0.005   0.1   0.2   0.01   0.001   18.8   0.015   0.0010   0.16   0.008   0.0002   -   -   -   -   -   0.8     0.63     金属Mg
表6
 No                      热轧   加热区退火   最终退火   延伸率％     r值  皱纹高度μm
 TA℃   加热温度T1℃   最终温度℃  卷取温度℃     TB℃     温度T2℃   TC℃     温度T3℃
  对比试样  26  1115     1100     800     620     877     925   777     870     39     2.4     10
 27  1115     1230     850     650     877     925   777     900     36     1.8     5
 28  1115     1170     800     680     877     850   777     920     35     2.4     15
 29  1234     1200     790     650     1021     1040   921     1000     32     2.4     3
 30  1147     1130     750     680     918     930   818     900     33     2.3     4
 31  1216     1150     700     630     937     950   837     900     31     2.4     4
 32  1214     1150     830     550     941     950   841     900     29     2.3     4
 33  1303     1200     850     540     937     950   837     900     34     2.3     3
 34  1204     1150     800     550     973     990   873     950     27     2.2     3
 35  1130     1100     790     590     903     925   803     870     30     2.3     2
 36  1266     1100     750     640     978     980   878     950     32     2.3     2
 37  1324     1200     700     650     1019     1000   919     1000     31     2.2     3
 38  1210     1150     830     680     978     990   878     940     33     2.1     3
 39  1196     1150     800     550     941     950   841     900     35     2.2     10
 40  1196     1150     800     550     941     950   841     900     35     2.2     28
 41  1221     1150     880     540     974     980   874     940     35     2.1     16
 42  1142     1100     830     750     913     920   813     900     35     2.0     12
43 1216 1150     900     800     937     950   837     900     36     2.0     23
 44  1196     1250     830     640     953     970   853     930     34     1.9     2
 45  1196     1200     830     640     953     970   853     930     26     1.7     3
 46  1163     1150     780     550     961     970   861     850     31     2.4     3
 47  1163     1150     760     350     961     980   861     1000     33     2.1     2
 48  1120     1110     790     630     903     1020   803     890     37     2.4     23
 49  1120     1110     790     630     903     850   803     890     38     2.4     16
 50  1211     1200     830     630     967     980   867     870     29     1.8     3
 51  1201     1150     800     600     908     930   808     870     30     2.1     5
 52  1152     1130     750     590     853     890   753     840     29     1.6     4
 53  1171     1150     830     600     885     890   785     870     28     2.4     4
 54  1171     1150     830     600     931     950   831     900     31     2.5     3
 55  1173     1150     810     600     958     960   858     900     29     2.1     4
(实施例3)
将具有表7和9中所示组成的铁素体不锈钢熔化并精炼，然后热轧成3.8mm厚度的热轧钢板。而后，将该热轧钢板酸洗而不经受加热区退火，然后经受冷轧，中间退火和另一次冷轧以制备0.5mm厚度的冷轧钢板。接着，使该冷轧钢板经受连续退火，酸洗和光整冷轧等工艺，结果制得钢板产品。此处，一些对比钢经受加热区退火。在表中，金属Mg和MgO的加料量是指按照金属Mg等效量的加料量(kg/ton)。
在熔炼和精炼本发明的钢时，类似于实施例1，通过调节脱氧、控制渣组成和Mg加料量的顺序来保证满足公式<2>和<3>的氧化物组成。
由这样制得的0.5mm厚度的钢板产品截取样并测定r值、延伸率和皱纹高度。测量方法与前述相同。
表8和10中，TA、TB和TC分别由如下等式所规定：TA＝-50-5475/(log([Ti]×[C])-2.6)；TB＝-5475/(log([Ti]×[C])-2.6)；以及TC＝-100-5475/(log([Ti]×[C])-2.6)。
从表7-10可以明显地看出，含有本发明所规定化学组成、具有本发明所规定范围的Mg含量或Mg添加量并且满足本发明所规定制备条件的钢具有高r值、高延伸率和低皱纹高度，并且深拉性、冲压拉伸性和抗皱纹性能优良。
在表7和8中，Nos.1-21为本发明实施例。在Nos.1、2、6-8和14-16各个场合，虽然在钢水中脱设有喷射金属Mg，又没有喷射MgO，但在渣中添加Mg，其中调节(CaO)/(Al2O3)的值并通过由渣供给Mg来在钢水中形成满足公式<2>和<3>的含Mg氧化物，并从而保证良好的皱纹高度。在Nos.3-5、9-13和17-21的各个场合，按照金属Mg的等效量加入不小于0.3kg/吨钢水的MgO和/或金属Mg，并且钢中的Mg量不小于0.0002％，从而保证良好的皱纹高度。
在表9和10中，Nos.22-46为对比例。在Nos.32和33的各个场合，Mg含量和Mg加料量两者都不充分，在Nos.22-31和41-46的各个场合，成分在本发明所规定的范围之外，以及在Nos.34-40的每个场合，制备条件在本发明所规定的范围之外，从而不能保证足够的质量。
此处，可适当地设计扁坯厚度、热轧钢板厚度等。此外，而且在冷轧中可适当地设计压下率、轧辊的粗糙度、轧制油、轧制的次数、轧制速度等。此外，在中间退火和最终退火中，或是在非氧化性气氛例如氢气或氮气中的光亮退火工艺或在空气中的退火工艺，然后酸洗都可采用。
表7
No                                                                               化学组成；质量％        金属Mg，MgO
C Si Mn P S Cr N B Ti Al Mg Mo Ni Cu Nb V Zr 加料量kg/t Mg类型
本发明试样  1 0.003   0.1   0.1   0.01   0.002   16.2   0.007   0.0005   0.15   0.010   0.0002   -   -   -   -   -   -     -
 2 0.005   0.2   0.1   0.02   0.006   16.5   0.005   0.0003   0.12   0.020   0.0015   -   -   -   -   -   -     -
 3 0.004   0.1   0.2   0.01   0.001   16.3   0.003   0.0008   0.11   0.005   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.40   金属Mg
 4 0.003   0.1   0.1   0.01   0.002   18.3   0.007   0.0005   0.20   0.050   0.0008   -   -   -   -   -   -     0.33   金属Mg
 5 0.001   0.1   0.1   0.01   0.001   16.0   0.002   0.0003   0.10   0.007   0.0003   -   -   -   -   -   -     0.37   MgO
 6 0.001   0.1   0.1   0.01   0.001   11.3   0.002   0.0003   0.10   0.007   0.0003   1.5   -   -   -   -   -     -
 7 0.006   0.2   0.1   0.02   0.006   11.5   0.011   0.0003   0.14   0.020   0.0015   -   0.9   -   -   -   -     -
 8 0.003   0.2   0.1   0.02   0.008   14.5   0.005   0.0010   0.12   0.020   0.0020   -   -   1.5   -   -   -     -
 9 0.003   0.1   0.2   0.01   0.001   16.2   0.007   0.0005   0.15   0.007   0.0009   1.2   -   -   -   -   -     0.40   MgO
 10 0.005   0.2   0.2   0.01   0.001   16.5   0.002   0.0003   0.12   0.007   0.0001   -   1.2   -   -   -   -     0.37   Mg0
 11 0.003   0.1   0.2   0.02   0.006   16.3   0.002   0.0008   0.09   0.020   0.0002   -   -   1.1   -   -   -     0.33   金属Mg
 12 0.005   0.2   0.1   0.02   0.008   16.2   0.007   0.0005   0.20   0.020   0.0002   1.5   0.5   -   -   -   -     0.87   金属Mg+MgO
 13 0.003   0.1   0.1   0.02   0.001   16.5   0.002   0.0003   0.10   0.007   0.0002   1.6   -   0.6   -   -   -     0.50   金属Mg
 14 0.005   0.2   0.2   0.02   0.001   16.3   0.002   0.0003   0.10   0.007   0.0003   -   -   -   0.2   -   -     -
 15 0.005   0.1   0.2   0.02   0.006   16.2   0.007   0.0003   0.14   0.020   0.0002   -   -   -   -   1.5   -     -
 16 0.003   0.1   0.1   0.01   0.008   16.5   0.015   0.0010   0.10   0.030   0.0002   -   -   -   -   -   0.1     -
 17 0.004   0.3   0.3   0.03   0.002   18.5   0.008   0.0008   0.12   0.050   0.0003   -   -   -   0.2   0.1   -     0.67   金属Mg
 18 0.006   0.1   0.2   0.02   0.005   19.2   0.005   0.0015   0.17   0.010   0.0002   -   -   -   -   1.5   -     0.53   MgO
 19 0.005   0.3   0.1   0.03   0.002   16.5   0.006   0.0090   0.15   0.040   0.0002   -   -   -   -   -   0.1     0.60   金属Mg
 20 0.003   0.2   0.3   0.01   0.001   15.3   0.010   0.0011   0.15   0.080   0.0003   -   -   -   0.2   0.1   -     0.67   金属Mg+MgO
 21 0.003   0.2   0.1   0.02   0.001   11.5   0.006   0.0008   0.12   0.01   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33
表8
No   加热区退火     中间冷轧     中间退火        最终退火     延伸率％   r值 皱纹高度μm
轧辊直径mm   压下率％   TA℃     温度T1℃   TB℃   TC℃     温度T2℃
本发明试样  1   未施加     400     30   868     850   918   818     900     35     2.6     5
 2   未施加     400     40   887     870   937   837     900     36     2.7     4
 3   未施加     400     50   866     840   916   816     870     38     2.8     5
 4   未施加     400     30   887     850   937   837     920     38     2.5     3
 5   未施加     300     30   777     780   827   727     820     37     2.9     2
 6   未施加     400     30   777     780   827   727     820     42     3.0     1
 7   未施加     400     40   911     890   961   861     900     40     3.0     3
 8   未施加     500     50   853     830   903   803     880     35     3.1     5
 9   未施加     400     30   868     850   918   818     850     35     2.7     1
 10   未施加     400     40   887     840   937   837     850     36     3.0     2
 11   未施加     300     50   835     810   885   785     850     35     2.8     4
 12   未施加     500     30   924     900   974   874     900     37     2.9     3
 13   未施加     400     30   841     830   891   791     850     35     3.1     5
 14   未施加     400     30   875     850   925   825     900     35     2.8     4
 15   未施加     400     40   898     840   948   848     850     36     2.6     3
 16   未施加     500     50   841     810   891   791     850     35     2.7     2
 17   未施加     400     40   872     820   922   822     870     35     2.8     2
 18   未施加     300     40   926     900   976   876     900     36     2.6     3
 19   未施加     500     50   903     810   953   853     870     35     2.7     2
 20   未施加     400     40   868     820   918   818     870     35     2.8     2
 21   未施加     600     40   853     800   903   803     880     35     2.6     4
图9
No.       化学组成；质量％      金属Mg，MgO
  C   Si   Mn   P   S   Cr   N     B   Ti   A1   Mg   Mo   Ni   Cu   Nb   V   Zr   加料量kg/t    Mg类型
对比试样  22 0.012   0.1   0.1   0.01   0.002   16.2   0.007   0.0005   0.15   0.01   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33
 23 0.003   0.4   0.1   0.01   0.001   18.5   0.001   0.0005   0.15   0.01   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33
 24 0.005   0.3   0.4   0.02   0.005   16.3   0.003   0.0003   0.12   0.02   0.0015   -   -   -   -   -   -     0.50
 25 0.007   0.2   0.2   0.05   0.006   16.2   0.011   0.0008   0.09   0.005   0.0008   -   -   -   -   -   -     0.40
 26 0.003   0.3   0.2   0.03   0.02   16.5   0.012   0.0005   0.20   0.05   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.30
 27 0.007   0.1   0.1   0.01   0.002   22   0.011   0.0003   0.14   0.02   0.0015   -   -   -   -   -   -     0.50
 28 0.003   0.2   0.2   0.02   0.001   16.8   0.025   0.0010   0.12   0.02   0.0020   -   -   -   -   -   -     0.67
 29 0.007   0.3   0.1   0.03   0.007   18.3   0.012   0.006   0.15   0.01   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33
 30 0.005   0.1   0.2   0.03   0.006   16.2   0.008   0.0005   0.35   0.02   0.0020   -   -   -   -   -   -     0.67
 31 0.007   0.2   0.3   0.01   0.002   16.5   0.012   0.0003   0.15   0.15   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33
 32 0.007   0.1   0.2   0.03   0.004   18.3   0.007   0.0005   0.09   0.02   0.0001   -   -   -   -   -   -     0.27
33 0.007 0.1 0.2 0.03 0.004 18.3 0.007 0.0005 0.09 0.02 0.0001 - - - - - - -
 34 0.005   0.2   0.3   0.03   0.002   16.2   0.001   0.0003   0.20   0.005   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.40
 35 0.003   0.1   0.1   0.01   0.001   11.3   0.003   0.0010   0.14   0.05   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.33
 36 0.005   0.1   0.2   0.02   0.005   14.5   0.012   0.0005   0.12   0.02   0.0015   -   -   -   -   -   -     0.53
 37 0.005   0.2   0.3   0.01   0.002   16.2   0.007   0.0010   0.15   0.02   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.27
 38 0.005   0.2   0.3   0.01   0.002   16.2   0.007   0.0010   0.15   0.02   0.0002   -   -   -   -   -   -     0.27
 39 0.007   0.1   0.1   0.02   0.001   16.5   0.012   0.0005   0.12   0.01   0.0015   -   -   -   -   -     0.47
 40 0.007   0.1   0.1   0.02   0.001   16.5   0.012   0.0005   0.12   0.01   0.0015   -   -   -   -   -   -     0.47
 41 0.003   0.1   0.2   0.01   0.001   16.2   0.007   0.0005   0.15   0.007   0.0009   2.5   -   -   -   -   -     0.4
 42 0.005   0.2   0.2   0.01   0.001   16.5   0.002   0.0003   0.12   0.007   0.0001   -   3.0   -   -   -   -     0.37
 43 0.003   0.1   0.2   0.02   0.006   16.3   0.002   0.0008   0.09   0.020   0.0002   -   -   3.0   -   -   -     0.33
 44 0.005   0.2   0.2   0.02   0.001   16.3   0.002   0.0003   0.10   0.007   0.0003   -   -   -   0.8   -   -     0.51
 45 0.005   0.1   0.2   0.02   0.006   16.2   0.007   0.0003   0.14   0.020   0.0002   -   -   -   -   4.0   -     0.53
 46 0.003   0.1   0.1   0.01   0.008   16.5   0.002   0.0010   0.12   0.020   0.0002   -   -   -   -   -   0.8     0.60
表10
No   加热区退火     中间冷轧     中间退火     最终退火   延伸率％   r值 皱纹高度μm
轧辊直径mm 压下率％ TA℃ 温度T1℃ TB℃ TC℃ 温度T2℃
对比试样  22   未施加     500     30   971     900   1021  921     1000     34     2.5     3
 23   未施加     500     40   868     850   918   818     900     33     2.6     5
 24   未施加     500     50   887     850   937   837     920     30     2.8     5
 25   未施加     500     30   891     850   941   841     920     31     2.7     5
 26   未施加     500     40   887     850   937   837     910     30     2.6     4
 27   未施加     600     50   923     900   973   873     950     28     2.5     3
 28   未施加     600     30   853     800   903   803     870     31     2.7     2
 29   未施加     600     40   928     900   978   878     950     30     2.6     2
 30   未施加     600     50   969     950   1019   919     1000     29     2.5     3
 31   未施加     600     30   928     900   978   878     950     30     2.5     3
 32   未施加     400     50   891     850   941   841     930     35     2.5     10
 33   未施加     400     50   891     850   941   841     930     35     2.5     25
 34   未施加     300     30   924     900   974   874     940     35     2.3     4
 35   未施加     200     40   863     850   913   813     900     35     2.1     5
 36   未施加     300     20   887     850   937   837     890     36     2     5
 37   未施加     300     30   903     650   953   853     920     33     1.9     4
 38   未施加     300     30   903     920   953   853     920     36     2.2     3
 39   未施加     300     40   911     900   961   861     850     31     2.4     3
 40   未施加     300     40   911     900   961   861     1000     27     2.1     2
 41   未施加     400     30   868     850   918   818     850     30     2.4     3
 42   未施加     400     40   887     840   937   837     850     31     2.5     5
 43   未施加     400     50   835     810   885   785     850     28     2.3     4
 44   未施加     400     30   875     850   925   825     900     29     2.8     4
 45   未施加     400     40   898     840   948   848     850     30     2.6     3
 46   未施加     500     50   853     810   903   803     850     28     2.7     4
工业实用性
本发明可以提供：用于制备加工性(延伸率和Lankford值)优良同时具有微小皱纹和条痕的铁素体不锈钢板的铁素体不锈钢铸件；由所述铸件制得的钢板；以及所述铸件和钢板的制备方法。从而，本发明在工业上非常重要。

Claims (10)

1.一种铁素体不锈钢铸件，其特征在于：所述的铸件以质量计含有0.001-0.010％C、0.01-0.30％Si、0.01-0.30％Mn、0.01-0.04％P、0.0010-0.0100％S、10-20％Cr、0.001-0.020％N、0.05-0.30％Ti和0.0002-0.0050％Mg，余量为Fe和不可避免的杂质，以及由公式<1>所规定的∑值为0.7或更小，
∑＝0.9 Si+8.6 P+2Ti+0.5 Mn-0.5             (1)；
以及分散在所述铸件中的含Mg氧化物的平均组成满足公式(2)和(3)，
17.4(Al2O3)+3.9(MgO)+0.3(MgAl2O4)+18.7(CaO)≤500  (2)
(Al2O3)+(MgO)+(MgAl2O4)+(CaO)≥95                 (3)，
其中，括号中的化学成分分别指相关化学成分的摩尔％。
2.如权利要求1的铁素体不锈钢铸件，其特征在于，所述铸件另外还含有以质量计的0.0003-0.0050％B和/或0.005-0.1％Al。
3.如权利要求1或2的铁素体不锈钢铸件，其特征在于，所述铸件另外还含有以质量计的在0.1-2.0％Mo、0.1-2.0％Ni以及0.1-2.0％Cu中的一种或多种。
4.如权利要求1-3中任一项所述的铁素体不锈钢铸件，其特征在于，所述铸件另外还含有以质量计的在0.01-0.5％Nb、0.1-3.0％V以及0.01-0.5％Zr中的一种或多种。
5.如权利要求1-4中任一项所述的铁素体不锈钢铸件，其特征在于，在所述铸件厚度的四分之一深度部分的柱状晶体平均宽度为4mm。
6.一种铁素体不锈钢板，其特征在于，该钢板是由权利要求1-5中任一项所述的铸件制得。
7.一种用于制备铁素体不锈钢板的方法，其特征在于，使用权利要求1-5中任一项所述的铸件。
8.如权利要求7所述的用于制备铁素体不锈钢板的方法，其特征在于，按照与Mg的等效量以相当于每吨钢水不少于0.30Kg的Mg将MgO和/或金属Mg加入到钢水中。
9.如权利要求7或8所述的用于制备铁素体不锈钢板的方法，其特征在于：当热轧被热轧时，将所述铸件的再加热温度T1控制在由公式(4)所规定的范围内，使所述热铸件经受多次的粗轧，而后在850℃或更低的温度下完成多次的精轧，接着在700℃或更低的温度下卷取所述的热轧钢板；而后在由公式(5)所规定范围内的加热温度T2将所述的热轧钢板退火并冷轧，随后在由公式(6)所规定范围内的加热温度T3将冷轧钢板退火，
1000≤T1(℃)≤-8.714/(log([Ti]×[C]0.5×[S]0.5)-3.4)        (4)
-5457/log([Ti]×[C]-2.6)≤T2(℃)≤1000                        (5)
-100-5457/(log([Ti]×[C])-2.6)≤T3(℃)≤-5457/log([Ti]×[C]-2.6)  (6)。
10.如权利要求7或8所述的用于制备铁素体不锈钢板的方法，其特征在于：将铸件热轧，而后在不经加热区退火的条件下将所述热轧钢板在装备有直径为300mm或更大的轧辊的轧钢机中，以30％或更高的压下率进行冷轧；而后使所述冷轧钢板在由公式<7>所规定范围内的加热温度T4经受中间退火，再次冷轧至规定的厚度，然后在由公式<8>所规定范围内的加热温度T5经受最终退火。
700≤T4(℃)≤-50-5457/(log([Ti]×[C]-2.6)    (7)，
-100-5457/(log([Ti]×[C]-2.6)≤T5(℃)≤
-5457/(log([Ti]×[C]-2.6)                    (8)。
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