CN87105997A

CN87105997A - 具有高强度和高延伸率及低程度各向不同性的双组织铬不锈钢带的生产方法

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Publication number: CN87105997A
Application number: CN87105997.5A
Authority: CN
Inventors: 田中照夫; 宫南克久; 藤本广
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 1986-12-30
Filing date: 1987-12-29
Publication date: 1988-07-13
Also published as: EP0273279B1; EP0273279A2; DE3787961D1; KR950013188B1; ES2044905T3; CA1308997C; KR880007759A; BR8707115A; US4824491A; US4824491B1; DE3787961T2; EP0273279A3; CN1011987B

Abstract

生产双组织结构钢带的方法，冷轧的铬不锈钢带的成分除Fe之外，还有10.0％～20.0％Cr，0.10％C，0.12％N，0.01％～0.20％(C+N)，2.0％Si，4.0％Mn，4.0％Ni和4.0％Cu，0.5％≤{Ni+(Mn+Cu/3}≤5.0％，冷轧钢带连续地通过加热区加热至形成铁素体和奥氏体两相，然后加热的钢带以足够使奥氏体转变成马氏体的冷却速度冷却。该产品具有高强度高延伸率以及低程度的各向不同性，其硬度至少为HV200。

Description

本发明涉及一种工业生产具有极好的延伸率以及在强度和延伸率方面具有低程度各向不同性的双相组织铬不锈钢带的新工艺。该产品可用作加工成型材料，例如，通过加压成型，因此要求它具有高强度。

以铬作为主要合金元素的铬不锈钢分为马氏体不锈钢和铁素体不锈钢。与含有铬和镍作为主要合金元素的奥氏体不锈钢相比，它们是便宜的。同时还具有奥氏体不锈钢所没有的铁磁性热膨胀系数小等特性，因此，铬不锈钢应用广泛不只是由于经济的原因，而且还考虑到它们的特性。尤其是在用铬不锈钢的电气仪表和精密机器的零部件和附件的领域中，近年来，随着这种需求的日益增长，要求加工产品高效率、小型化、集成化和高精度以及加工工艺简单化的呼声日益强烈。因此，除了不锈钢固有的耐腐蚀性能和铬不锈钢上述的特性之外，铬不锈钢作为一种加工材料还要求有较高的强度，较好的可加工性和较高的精度。因此在工艺上要求，作为加工材料的铬不锈钢要具有彼此矛盾的高强度和高延伸率的综合性能，在加工之前，其厚度要精确，在加工之后形状也要精确。

关于普通的铬不锈钢板材的强度，马氏体不锈钢具有高强度是众所周知，例如，在冷轧不锈钢板中在JIS G4305中就规定了七种马氏体不锈钢，这些马氏体不锈钢含碳量的范围在0.08%（SUS410S）至0.60～0.75%（SUS 440A）。与同一铬含量水平的铁素体不锈钢相比，它们的含碳量较高，而且通过淬火处理或淬火加回火处理，可以获得高强度。例如，在JIS G 4305中可以发现，含0.26～0.40%C和含12.00～14.00%Cr的SUS 420J2通过在980℃-1040℃淬火，紧接着回火（加热至150～400℃并让其在空气中冷却）处理后硬度增加到至少为HRC40（洛氏硬度），又如，含0.60～0.75%C和含16.00～18.00%Cr的SUS440A经过1010-1070℃淬火，接着回火（在150-400℃加热后让其空冷）也硬化到至少HRC40。

在另一方面，由于并不那么希望铬不锈钢中铁素体不锈钢板通过热处理使之硬化，所以，通过加工硬化使强度增加是切实可行的。这种方法包括退火和硬化冷轧。然而，实际上是，铁素体不锈钢在强度要求高的应用中并不那么受欢迎。

在淬火或淬火加回火的条件下，马氏体不锈钢主要有马氏体组织，并且有高的强度和硬成。但是在该条件下延伸率非常低，因此，一且淬火或淬火加回火后，以后的加工或成形是很困难的，尤其是在淬火后或在淬火加回火后是不可能进行加工或冲压成形的。因此，任何加工或成形要在淬火或淬火加回火处理之前进行。通常，钢厂提供给加工或成形厂家的材料是在退火态下的材料，即：如JIS G 4305的表16所示的低强度和低硬度的软化态下的材料，成形加工厂再将材料加工或成形为近似于最终产品的形状并经受淬火或淬火加回火处理。在许多情况下，经过淬火或淬火加回火处理后所形成的表面氧化皮或鳞皮是不合乎要求的，因为不锈钢表面的美观是很重要的。因此，对加工或成形加工厂商来说，在真空或在惰性气体的气氛里进行成形的最终产品的热处理或从已成形的产品上去除鳞皮成了必不可少的了。在加工厂商方面，热处理的费用必然增加了产品的成本。

通过硬化冷轧而使强度增大的铁素体不锈钢的可加工性能很低，这是因为它们经过硬化冷轧后显著降低了延伸率而导致强度一延伸率不相匹配的缘故。此外，与其说硬化冷轧增大了材料的抗拉强度，不如说增大了它的弹性极限应力，结果，随着材料在高截面减缩比下的硬化冷轧的进行，弹性极限应力和抗拉强度之间的差别变小，屈强比（弹性极限应力与抗拉强度之比）近似为1，使材料的塑性可加工范围变窄。通常，高弹性极限应力的材料在成形（例如冲压成形）后得不到令人满意的形状，这是由于回弹量大的缘故。而且，硬化冷轧材料在强度和延伸率方面显示出非常突出的各项不同性现象。由于这些原因，硬化冷轧材料即使通过轻度的压力成形也不一定能加工成令人满意的形状。此外，众所周知，当钢板被轧制时，越靠近表面应变越大。因此，硬化冷轧材料不可避免地出现在厚度方向上应变分布不均匀和在厚度方向上残余应力分布也不均匀的问题。使超薄板在经受照相蚀刻成孔或落料时产生，例如，板的翘曲变形。这种变形在应用中是严重的问题，例如，电子元件要求高精密度。除上述关于特性的问题之外，硬化冷轧材料在生产中还有许多其它管理上的问题。关于强度的控制，因为硬化冷轧工艺就是利用冷轧导致加工硬化，所以截面减缩比是决定强度的最重要因素。因此，为了精确和稳定地生产所需厚度和强度的产品，必须严格控制减缩比以及在硬化冷轧前严格控制材料的初始厚度和强度。关于形状的控制，为了达到增大强度的目的，可考虑采用截面减缩比为百分之几十的冷轧。这不同于截面减缩比为2-3%的、以矫正形状为目的表皮冷却或其它轧制方法。在冷却条件下，采用减缩比为百分之几十的冷轧工艺难以得到形状精确的产品。因此，往往需要对冷轧材料进行消除应力的热处理，即为了达到矫正形状的目的可将材料加热到低于材料的恢复重结晶温度下使材料不会软化。

除了上面讨论的由于硬化冷轧所引起的问题之外，铁素体不锈钢板还存在起皱的问题，它又可以说成是固有的。而起皱是当铁素体不锈钢板加压成形时，在冷轧和退火钢板的表面上所形成的一种正常的表面缺陷，这种称为冷轧起皱的表面缺陷常常出现在铁素体不锈钢的硬化冷轧板表面上。这种皱纹的形成，在重视表面平整的应用中是个严重问题。

如果钢厂方面能提供具有合适的高强度、好的延展性和可成形性（使钢能加工成所要求的形状）、低程度的各项不同性和没有起皱问题的铬不锈钢带，那么，上述提到的那些问题就可以得到解决。为了这个目的，曾经对铬不锈钢进行了成份和制造工艺两方面的大量研究工作。结果现在发现了按照本发明的双相组织铬不锈钢带的生产方法，上述的所有问题已基本上成功地解决了。该种钢带基本上由铁素体和马氏体组成，具有高强度和高延伸率以及低程度的各何不同性、其硬度至少为HV200，这种工艺包括：

将钢板坯热轧成热轧钢带工序。该钢坯的成份（按重量百分比计）除Fe之外，有Cr10.0%～20.0%，C最高为0.10%，N高达0.12%，0.01%≤（C+N）≤0.20%，Si高达2.0%，Mn高达4.0%，Ni高达4.0%和Cu高达4.0%，0.5%≤｛Ni+（Mn+Cu）/3｝≤5.0%;

冷轧已经热轧过的钢带，得到所要求厚度的冷轧钢带的工序。最好选用至少通过两步冷轧得到所要求尺寸的冷轧钢带的工艺，其中包括两步冷轧之间的中间退火步骤。该中间退火步骤又包含加热和保持在钢带形成单相铁素体时的温度下;以及

连续最终热处理工序，即冷轧钢带连续地通过加热区进行加热，在加热区中温度变化范围是从钢的Ac₁点至1100℃，使之形成铁素体和马氏体两相，并在这个温度下最多保温10分钟。加热的钢带在足够使奥氏体转变成马氏体的冷却速度下冷却。

本发明不仅解决了上述问题，而且提供了工业化生产铬不锈钢带的新方法。本发明方法的先进性在于，产品的强度可以通过控制钢的成份及控制在最终热处理工序的加热温度和/或冷却速度而任意地并简单地进行调节。按本发明方法生产出的产品具有良好的强度和延伸率的综合机械性能，这一点是市场上的马氏体或铁素体不锈钢带所没有的，而且本发明的产品在强度和延伸率方面具有低程度的各向不同性现象。本发明的产品以绕成盘状的带卷形式提供市场。

在工艺技术中，众所周知，当典型的铁素体不锈钢，例如SUS430，加热至Ac₁点以上温度时形成了奥氏体，并且当把这种加热的钢进行淬火时，奥氏体转变成马氏体，结果得到了铁素体和马氏体双相组织。然而，在生产高温下能够形成奥氏体的冷轧铁素体不锈钢带中，冷轧带的任何热处理都只能严格地控制在单相铁素体处于稳定的温度下的退火操作。过去一般都避免让冷轧带在高到足以最终形成马氏体的温度下热处理，因为它会造成质量低劣（例如延伸率低）并且也不被钢带的工业生产所重视。因此，据我们所知，没有任何专利和冶金文献像在我们的发明中那样，对不锈钢冷轧带考虑了连续热处理的方法。在本发明中，对铬不锈钢带的最终热处理，包括将冷轧钢带加热至高到足以形成铁素体和奥氏体双相的温度。至于抗拉性能和加热温度之间的关系以及有关强度和延伸率的各向不同性方面已进行了深入的研究。本发明提供一种工业化生产高强度铬不锈钢带的新方法，因而提供了具有优良特性的新型铬不锈钢带材，它的特性是传统的铬不锈钢带不具备的。

现在来详细地阐述本发明，尤其是有关这种钢的化学成份和制造工艺的步骤和条件。

本发明工艺所采用的钢，其成份包含（按重量百分比）：除Fe以外，还有Cr10.0%至20.0%，C≤0.10%，N≤0.12%，0.01%≤（C+N）≤0.20%，Si≤2.0%，Mn≤4.0%，Ni≤4.0%，Cu≤4.0%，0.5%≤｛Ni+（Mn+Cu）/3｝≤5.0%。

Cr含量应至少为10.0%才能达到作为不锈钢在耐腐蚀性方面所要求的水平。然而，随着Cr含量增大，一方面，最终生成马氏体所需要的奥氏体形成物的量越多，从而获得高强度，但另一方面，产品价格变得昂贵了。因此，Cr含量上限现定为20.0%。Cr含量在14%以下的铬不锈钢称为低铬钢，而Cr含量超过14.0%的铬不锈钢称为高铬钢。

和Ni、Mn和Cu相比，C和N是有强化作用且又便宜的奥氏体形成元素，它具有大大强化马氏体的能力。因此，它们能有效地控制和增加产品的强度。我们已经发现，为了得到含有相当大量马氏体双组织和硬度至少为HV200的产品，在这些钢中虽然含有下列数量的Ni，Mn和Cu，即｛Ni+（Mn+Cu）/3｝≥0.5%，但至少还需含（C+N）≥0.01%是必要的。在另一方面要避免（C+N）含量过高，否则最终形成的马氏体的量增大（往往高达100%），和所形成的马氏体本身的硬度变得过高，使产品的延伸率很低。（C+N）含量的上限主要取决于Cr的含量。对于低铬钢，（C+N）的含量应控制不超过0.12%，而在Cr含量较高的钢中（Cr＜14.0%），（C+N）含量允许高达0.20%。

C含量应控制在不高于0.10%的水平，特别是对于低铬钢，不应超过0.08%。如果C含量过高，产品的防腐蚀性能可能被减弱，这是由于在连续热处理的冷却阶段碳化铬在晶界沉淀所致。

N含量的上限也取决于铬含量。对于Cr含量较高的钢，N含量最高可达0.12%。相反地，对于低铬钢，N含量最好应控制在不超过0.08%。过量的N可能是表面缺陷增加的原因。

Si是铁素体形成元素之一，它能溶于铁素体相和马氏体相中、从而起着强化产品的作用。Si的含量上限定为2.0%，因为Si含量过高反而对产品热的和冷的可加工性能不利。

Mn，Ni和Cu是马氏体形成元素，它们用于控制马氏体的量和产品的强度。这些元素可使产品降低了所需要的碳含量，因而，由于形成了比较软的马氏体而提高了产品的延伸率，同时，由于抑制了碳化铬在晶界的沉淀而防止产品耐腐蚀性能的下降。此外，添加了这些元素似乎降低了钢的Ac₁点，从而使得按照本发明的连续最终热处理工序的工作温度可以降低。在连续加工过程中工作温度越低，从节约能量和材料强度的观点来看越是有利。为了达到这些效果，我们发现｛Ni+（Mn+Cu）/3｝的含量至少需要0.5%。另一方面，要避免这些元素的含量超过上述规定，否则，最终形成的马氏体量增加，往往可高达100%，使得产品的延伸率很低。Mn，Ni和Cu含量的上限分别规定为，在低铬钢的情况下，Mn为3.0%，最好是1.0%，Ni3.0%，Cu3.0%和｛Ni+（Mn+Cu）/3｝为3.0%。在高铬钢的情况下，Mn为4.0%，最好为1.0%，Ni4.0%，Cu4.0%和｛Ni+（Mn+Cu）/3｝为5.0%。然而，Mn与Ni和Cu不同，Mn对钢的抗氧化性能可能起不良的作用。因此，在连续热处理期间可能生成许多氧化皮，导致增加了酸洗的负担和/或损坏产品表面晶体结构。此外，Mn可能不利于产品的耐腐蚀性能。由于这些原因，Mn含量层和一般传统的铁素体钢和马氏体钢一样，最好控制在不超过1.0%。

除上述合金元素之外，本发明的钢可含有从下述元素中任选至少一种有用的元素、即：Al≤0.20%，B≤0.0050%，Mo≤2.5%，REM（稀土金属）≤0.10%和Y≤0.20%。

Al是一种有效脱氧的元素，它能显著地降低对产品压力成形性能起不利影响的夹杂物A₂的含量。然而，当Al含量接近和超过0.20%时，一方面Al的作用达到饱和，而另一方面，表面缺陷趋于增加。因此，Al含量的上限规定为0.20%。

B对于改善产品的韧性是有效的。甚至可以认为，只要有微量的B就可起到这一作用，但如B含量接近于或超过0.0050%时，B就达到饱和。由于这种原因，我们定B的上限含量为0.0050%。

Mo能有效地提高产品的耐腐蚀性能。出于经济的原因，Mo的上限含量定为2.5%。

REM和Y在高温下能有效提高热可加工性和抗氧化性能。它们在按照本发明所进行的连续高温最终热处理过程中，能有效地用来抑制氧化皮的生成，因此，在去除氧化皮后能获得好的表面晶体组织。当REM和Y的含量分别接近于和超过0.10%和0.20%时，上述作用趋于饱和。因此，REM和Y含量的上限值分别定为0.10%和0.20%。

除上述有用的合金元素之外，本发明的钢可含有残余量的S、P和O。

就S而论，其含量越少越好，因为它对钢的耐腐蚀性和热塑性是有害的。S的上限含量现定为0.030%。

由于P能溶于钢中，故可起强化的作用。然而，我们规定P的上限含量为0.040%，正如在贯用的铁素体钢和马氏体钢的标准中所规定的那样，P对产品的韧性可能起不利的作用。

O生成非金属夹杂物，因而降低了钢的纯度。为此，其上限含量规定为0.02%。

这样，按照本发明的一个实施方案，钢的基本成份为（按重量百分比）：

C≤0.08%，

Si≤2.0%，

Mn≤3.0%，

P≤0.040%，

S≤0.030%，

Ni≤3.0%，

Cr为10.0%～14.0%，

N≤0.080%，0.01%≤（C+N）≤0.12%，

O≤0.02%，

Cu≤3.0%，

0.5%≤｛Ni+（Mn+Cu）/3｝≤3.0%和从下面成份中至少任选一种元素：

Al≤0.20%，

B≤0.0050%，

Mo≤2.5%，

REM≤0.10%和

Y≤0.20%，

其余是Fe和不可避免的杂质。

按照本发明的另一实施方案的钢，其主要成份为（按重量百分比计）：

C≤0.10%，

Si≤2.0%，

Mn≤4.0%

P≤0.040%

S≤0.030%

Ni≤4.0%

Cr＞14.0%～20.0%

N≤0.12%

0.01%≤（C+N）≤0.20%

O≤0.02%

Cu≤4.0%，0.5%≤｛Ni+（Mn+Cu）/3｝≤5.0%和从下列组分中至少任选一种元素：

Al≤0.20%

B≤0.0050%

Mo≤2.5%

REM≤0.10%和

Y≤0.20%

其余的是Fe和不可避免的杂质。

按照本发明生产方法包括热轧、冷轧和连续最终热处理三个工序。

热轧工序

选定了化学成份，用传统的冶炼技术制成铬不锈钢板，应用传统技术热轧得到热轧钢带。例如，热轧的起始温度约为1100℃～1200℃，结束温度约为850℃。在大约650℃的温度下，将热轧钢带卷成盘状，通常每盘钢带重约8-15吨，让其空冷。这样的盘状钢带的冷却速度是很慢的。在另一方面，虽然所用的铬不锈钢在高温下具有奥氏体和铁素体双相结构，在该温度下热轧时，由于温度下降使得铬不锈钢的奥氏体转化成铁素体的速度比低碳钢慢，因而，在本发明的钢带中，尽管在高温下热轧的是奥氏体钢的那些部分，奥氏体还是不能完全转变为铁素体。本发明的钢在热轧条件下有相的分层带状组织，它包含从奥氏体转化成铁素体的中间体，例如贝茵体和含有铁素体的相相，两种相在热轧方面上都或多或少延伸。热轧带最好经退火和除鳞。热轧钢带的退火不仅使材料软化提高热轧钢带的可冷轧性，而且在一定程度上把上述、热轧钢带中的中间转化相（它在热轧的高温下是奥氏体）转变和分解成铁素体和碳化物。无论是连续退火或装箱退火都可以用于热轧钢带的退火。

冷轧工序

热轧钢带，最好在退火和去鳞之后冷轧成所要求的厚度，它可以薄至从大约0.1mm到约1.0mm，本发明的这么薄的产品可通过加压成形用来作为制造电子仪表和精密机器的元件。

冷轧，可以是一步进行冷轧，没有中间退火步骤。所谓“没有中间退火的一步冷轧”。指的是将热轧钢带的厚度减至所要求的冷轧钢带的厚度，可以通过没有（任何）中间退火的一次冷轧或多次冷轧，而与通过轧辊的次数无关。冷轧的厚度减薄比的范围可以是从约30%到约93%。没有中间退火的一步冷轧和以后经最终热处理的产品在本文中将称之为ICR材料。

最好是进行至少两步冷轧，包括在接连的两步冷却之间的中间退火步骤。中间退火包括把冷轧钢带加热至这样的温度，即在进入下一步冷轧之前可以生成单相铁素体的温度。显然，中间退火的温度是低于钢的Ac₁点。在每一步冷轧中，传送钢带通过轧辊至少一次，使其厚度降低，在每步冷轧后钢带减缩率最好至少约为30%。至少经过两步冷轧，（在接连的两步冷轧之间有中间退火步骤，）其后进行最终热处理的产品在本文中将称之为2CR材料。1CR材料有令人满意地在强度和伸缩率方面具有低程度的各项不同性，对应的2CR材料则有更低程度的各向不同性。

对本发明来说，冷轧是主要的。当热轧钢带后，接着进行或在退火之后进行这里所说的连续最终热处理，则可基本上获得铁素体和马氏体两相组织。然而，这种组织或多或少断承着热轧钢带的组织，在轧制方向上分别具有排列成行的铁素体和马氏体的大晶粒，结果在强度和延伸率方面有明显的各向不同性。相反地，当热轧带最好是在退火之后进行冷轧，而且最好采用带中间退火的两步冷轧，这个中间退火工序包括在接连的两步冷轧之间对钢带加热，使之达到形成单相铁素体的温度，然后按照本发明进行连续最终热处理，则在热轧条件下钢的分层带状组织就可消失，得到了细晶粒的铁素体和马氏体均匀混合的双相组织。因此，本发明的产品在强度和延伸方面就可呈现出低程度的各向不同性，并且具有优良的可加工性或可成型性。此外，若没有冷轧是很难制成能满足对厚度精确、形状精确和表面质量有严格要求的薄钢带。

连续最终处理工序

冷轧钢带是连续地通过加热区进行加热，该加热区的温度变化范围是从钢的Ac₁点至1100℃，使之形成铁素体的奥氏体两相，并在这温度下保温最多10分钟，然后使加热的钢带以足够使奥氏体转变成为马氏体的冷轧速度冷却。

在按照本发明的连续最终热处理中，最重要的是将冷轧钢带加热至可以形成铁素体和奥氏体两相的温度，即这个温度不能低于该种的Ac₁点。然而，在连续热处理中所采用的温度在该种钢的Ac₁点附近时，温度稍有变化，所形成的奥氏体的量随之发生显著变化，结果，常常出现在淬火后，不能稳定地获得所要求的硬度的情况。我们已发现，如果所采用的加热温度至少比钢的Ac₁点高约100℃，则这种硬度不符合要求的变化是可以避免的。因此，本发明的连续热处理的加热温度最好至少比钢的Ac₁点大约高100℃，更准确地说，至少在850℃左右，最好至少约为900℃。加热温度的上限不是很严格的。一般地说，这个温度越高，钢的强化就越多。然而，当加热温度接近1100℃时、强化作用达到饱和，有时甚至反而降低了，而能量损耗都增加。因此，我们定加热温度的上限约为1100℃。

就冷轧钢带加热到能形成铁素体和奥氏体双相组织的温度的冶金学含义而论，可以看成是在这个温度下，碳化铬和氮化铬溶解，奥氏体形成了以及C和N进入奥氏体并浓集。与此有关的钢的这些现象可在短时间内达到了平衡。因此，待处理材料在所要求的温度下保温的时间可短至不必超过10分钟。从生产效率和制造成本的观点出发，加热时间短对本发明的方法能更有利。采用上述的加热条件所形成的奥氏体的量足以最终得到至少约10%（在高铬钢的情况下）或至少约20%（在低铬钢的情况下）的马氏体（体积百分比）。

连续最终热处理的冷却速度应足以使奥氏体转变成马氏体，实施上，冷却速度至少约为1℃/秒。最好也许可以采用至少约5℃/秒。冷却速度的上限并不严格，但是超过约500℃/秒的冷却速度是实现不了的。在奥氏体转变成马氏体之前一直要保持上述的冷却速度。应该理解，在这个转变完成之后，冷却速度的要求就不严格了。钢带的冷却既可以用气体或液体冷却介质来冷却，也可以采用水冷辊来辊冷。按照本发明，采用连续展开冷轧带卷，使它通过有加热区和淬火区的连续热处理炉，然后将处理过的带子卷起来，这样来进行冷轧带的连续热处理是很方便的。

本发明将通过下列实例并参考附图作进一步的阐述。

图1是表示1CR产品在最终热处理的加热温度下，马氏体的量和硬度之间的关系图;

图2是1CR产品全相组织的照片;

图3是表明低铬2CR产品在最终热处理的加热温度下马氏体的量和硬度之间的关系图;

图4是低铬2CR产品全相组织的照片;

图5是表明高铬2CR产品在最终热处理的加热温度下，马氏体的量和硬度之间的关系图;和

图6是高铬2CR产品的全相组织的照片。

实例1

这个实例涉及说明1CR产品在最终热处理的加热温度下，马氏体的量和硬度之间关系的试验。

表1（重量百分比）

冶炼出化学成份如表1所示的钢种A，B和C，热轧成厚度为3.6mm的板材，在温度为780℃下的炉中退火6小时，在同一炉子中空冷，然后酸洗并用不带中间退火的一步冷轧的方法冷轧成厚度为0.7mm薄板（减缩率80.6%）。从每种冷轧材料中切下试验钢片，这些材料在不同温度下（温度变化范围为800℃～1100℃）加热1分钟，并以约20℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。测定产品中马氏体的含量（体积百分比）和硬度（HV）。试验结果如图1所示。在图1中，符号A、B和C分别表示钢种A、B和C。钢种A和B属于本发明范围，而钢种C由于其中｛Ni+（Mn+Cu）/3｝含量比0.5%小，故不属于本发明范围。

图1表明，由于最终热处理的加热温度升高且超过800℃，或许超过该种钢的Ac₁点，在最终热处理后，马氏体开始形成，随着温度的进一步升高，所形成的马氏体的量增加。关于本发明范围内的钢种A和B，当温度超过约850℃至900℃时，马氏体的增加速度变得较小，而且马氏体的量趋于饱和。图1还说明了硬度和加热温度有类似的表现并说明马氏体的量越多，硬度越高。就含Ni，Mn和Cu不符合本发明规定的钢种C与钢种A和B与作比较，钢种C达到最终形成的马氏体量的饱和和最终硬度的饱和，其温度较高且温度变化范围变窄。

在实际的连续热处理线中，温度的某些变化（偏离预定温度约正负20℃），即一条钢带纵向上的变化和不同钢带之间温度的变化是不可避免的。图1表明在某一温度范围，硬度以及与其相关的强度有改变，但变化是比较小的。本发明的连续热处理推荐用加热温度，即至少从约比该种钢的Ac₁点高100℃的温度至大约1100℃的温度。更准确地说，从大约850-900℃至大约1100℃。这样做，一条钢带纵向的和不同钢带之间的强度变化小，采用目前的连续热处理所得到的结果将是稳定的。

实例2

这个实例是关于为了说明双组织材料1CR的性能和那些化学成份相同的硬化冷轧材料的性能进行比较所做的试验。试验材料用下面所指出的方法制备。

（1）1CR材料

钢种B厚度为3.6mm的热轧薄板在温度为780℃的炉内退火66小时，让其随炉冷却，经酸洗后，用没有中间退火的一步冷轧方法冷轧成厚度为0.7mm（减缩率80.6%）的薄板，在大约1000℃的温度下加热1小时后，以大约为20℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。图2显示了用这种方法所制备的材料的全相组织。在这张照片中，出现白色的区域是铁素体，而出现黑色或灰色的区域是马氏体。由这张照片可以看出，这种材料有均匀混合的铁素体和马氏体细小晶粒的双组织。

（2）硬化冷轧材料

钢种B厚度为3.6mm的热轧薄板在温度为780℃的炉内退火66小时，让其随炉冷却，经酸洗后，冷轧成厚度为2.5mm薄板，在温度为720℃下退火1分钟，空冷并硬化冷轧成厚度为0.7mm薄板。

这两种材料都按与轧制方向成0°（L），45°（D）和90°（T）方向的取样测定抗拉强度（kgf/mm²），延伸率（%），以及测定硬度，试验结果如下面的表2所示。

表2

注（1）：双组织的1CR材料，其最终热处理温度为1000℃

（2）：硬化冷轧材料在硬化冷轧时减缩率为72%。

表2表明具有了双组织的1CR材料与具有相同硬度和强度水平的和化学成份的硬化冷轧材料相比，在三个方向上都具有非常高的延伸率。表2还进一步揭示了双组织的1CR材料和具有相同硬度和强度水平和化学成份的硬化冷轧材料相比，其强度和延伸率方面的各项不同性程度有所改善。

实例3

这个实例涉及为了说明低铬2CR产品在最终热处理的加热温度下，其马氏体的量与硬度之间的关系所进行的试验。

表3（重量百分比）

冶炼出化学成份如表3所示的钢种D、E和F，热轧成厚度为3.6mm薄板，在780℃的炉内退火6小时，让其随炉冷却，经酸洗后冷轧成厚度为1.0mm薄板，在750℃的温度下退火1分钟，空冷并冷轧成厚度为0.3mm薄板。从每种冷轧材料中切下试验钢片，在不同的温度下，（在800℃～1100℃内变动）加热约1分钟后，以大约20℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。测定产品的马氏体的量（（体积百分比%）和硬度（HV）。结果如图3所示。图上符号D、E和F分别表示钢种D、E和F。钢种E和下属于本发明范围，而钢种D由于它的｛Ni+（Mn+Cu）/3｝含量小于0.5%，故不属本发明范围。在图3中也得到了和上述图1中所观察到的相同结果。

实例4

这个实例涉及了说明将低铬的双组织材料2CR和1CR及具有相同化学成份的硬化冷轧材料的性能进行比较的试验。试验材料用下面所提出的方法制备。

（3）2CR材料

将钢种E的板厚为3.6mm的热轧薄板在780℃的炉内退火6小时，让其随炉冷却，经酸洗后冷轧成厚度为1.0mm薄板，在大约750℃下退火1分钟，空冷并冷轧成厚度为0.3mm薄板。该薄板在960℃的温度下加热约1分钟后，以大约20℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。图4是用上述方法所制备的材料的全相组织照片。在这张照片中，出现白色的区域是铁素体，而出现黑色或灰色的区域是马氏体体。可以看出，这种材料具有铁素体和马氏体的细小晶粒均匀混合的双组织。

（4）1CR材料

除了热轧、退火和酸洗薄板，用不带中间退火步骤的一步冷轧方法冷轧成厚度为0.3mm薄板之外，其余的都重复上述（3）中的工艺方法。

（5）硬化冷轧材料

将钢种E的厚度为3.6mm的热轧薄板在780℃的炉内退火6小时，让其随炉冷却，经酸洗后，冷轧成厚度为1.1mm薄板，在750℃的温度下退火1分钟并硬化冷轧成厚度为0.3mm薄板。

用所制备的材料按与轧制方向成0°（L），45°（D），和90°（T）方向取样进行试验，测定抗拉强度（kgf/mm²）和延伸率（%）及硬度。试验结果如下面的表4所示。

表4

注（3）：双组织的2CR材料在960℃下进行最终热处理。

（4）：双组织的1CR材料在960℃下进行最终热处理。

（5）：硬化冷却材料在硬化冷轧时的减缩率为73%。

表4揭示了与具有相同硬度和强度水平且化学成份相同的硬化冷轧材料进行比较可发现，双组织的两种材料1CR和2CR在三个方向上都具有非常高的延伸率，并且在强度和延伸率方面的各向不同性程度有所改善。此外，表4还揭示了从进一步降低型材的各向不同性程度的观点来看，2CR材料优于1CR材料。

实例5

这个例子涉及为了说明高铬2CR产品在最终热处理的加热温度下，马氏体的含量和硬度之间的关系所进行的试验。

表5（重量百分比）

冶炼出具有表5所指出的化学成分的钢种G和H和表1所示的钢种B，将它们热轧成厚度为3.6mm薄板，在780℃的炉内退火6小时，让其随炉冷却，经酸洗后冷轧成厚度1.0mm薄板，在750℃的温度下退火1分钟，空冷并冷轧成厚度为0.3mm薄板。从每种冷轧的材料中所切下的试样在不同温度下加热（温度变化范围是从800℃至1100℃）1分钟，以20℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。测定产品的马氏体量（体百分比%）和硬度（HV）。结果表示在图5上，图5上的符号G、H和B分别表示钢种G、H和B。钢种B和H属于本发明范围，而钢种G不属于本发明。因为它的｛Ni+（Mn+Cu）/3｝的含量不足至少0.5%。前面在图1中所观察到的那些结果在图5中也都能看到。

实例6

这个例子涉及为比较具有双组织的高铬材料2CR与1CR材料及其有相同化学成分的硬化冷轧材料的性能所进行的试验。试验材料用下面指出的方法制备。

（6）2CR材料

除了用钢种B代替钢种E及硬化冷轧钢种的最终热处理的温度用1000℃代替960℃之外，其余的都重复上述（3）中的方法。

（7）1CR材料

除了用钢种B代替钢种E以及冷轧薄板的最终热处理温度用1000℃代替960℃之外，其余的都与上述（4）中的方法相同。

（8）硬化冷轧材料

除了用钢种B代替钢种E以及热轧、退火酸洗后的薄板被冷轧成厚度为1.8mm薄板之外，其余的都重复上述（5）中的方法。

用所制备的钢材按与轧制方向成0°（L）、45°（D）和90°（T）方向取样进行试验，测定其抗拉强度（Kgh/mm²）和延伸率（%）以及硬度。试验结果如下面的表6所示。

表6

注：（6）：双组织的材料2CR在1000℃温度下进行最终热处理，

（7）：双组织的材料1CR在1000℃温度下进行最终热处理，

（8）：硬化冷轧材料在硬化冷轧时的减缩率为83%，

表6揭示了与具有相同硬度和强度水平且化学成分相同的硬化冷轧材料进行比较可发现，双组织的材料1CR和2CR在三个方向上都具有非常高的延伸率，在强度和延伸率方面的各向不同性程度有所改善。此外，表6还揭示了从进一步降低型材的各向不同性程度的观点来看，材料2CR优于材料1CR。

实例7-18

这些实例说明，采用连续热处理炉按照本发明大批量生产1CR材料的情况。

冶炼出表7所指的化学成份的钢，热轧成厚度为3.6mm薄板，在780℃的炉中退火6小时，接着随炉冷却，经酸洗后用不带中间退火的一步冷轧方法冷轧成厚度为0.7mm薄板（减缩率为80.6%）。除实例17和18外，每种冷轧带都在连续热处理炉中进行连续最终热处理，加热条件如表8所示，均匀加热所用时间大约为1分钟。在实例17中冷轧带在箱式炉中加热，均匀加热所用的时间大约为6小时，接着随炉冷却。在实例18中，钢种1的厚度为3.6mm的热轧带在温度为780℃的炉中退火6小时，接着随炉冷却，经酸洗后，冷轧成厚度为2.0mm薄板，在720℃的温度下退火1分钟，空冷和硬化冷轧成厚度为0.7mm薄板。用各该产品的试件进行如下试验，即取与轧制方向成0°（纵向），45°（斜向）和90°（横向）的试样测定0.2%屈服应力，抗拉强度和延伸率，以及测定马氏体的含量和硬度。在抗拉试验断裂的试样上可以观察到是否有带钢单向皱纹。试验结果如表8所示。

实例7-13是按照本发明的试验，而实例14-18是对照试验。

从表8可以看出，含有马氏体约35-75%（体积百分比）的双组织钢带具有高强度和硬度以及合适延伸率的综合性能，这种钢可由按照本发明实例7-13的方法获得。本发明的产品在0.2%屈服应力，抗拉强度和延伸率方面都显示出具有低程度的各向不同性现象。

比较起来，用于实例14的钢种8的｛Ni+（Mn+Cu）/3｝含量低至0.24%，因此，通过连续最终热处理也没有形成任何马氏体。实例14的产品的强度和硬度都很低。

在实例15中所用的钢种9的碳含量为0.405%（超过了0.10%），Ni含量为5.07%（超过4.0%），因此，这种产品在连续热处理后有100%马氏体组织，导致了大强度和低延伸率的综合性能。

在实例16中所用的连续最终热处理的加热温度（750℃）下，所采用的钢种1没有形成铁素体和奥氏体双相组织。因此，在最终热处理之后的产品具有单相铁素体组织，它显示出高延伸率和低强度低硬度的综合性能。

在实例17中，钢种1的冷轧带在箱式炉中加热，接着随炉以很小的冷却速度（0.03℃秒）冷却，故奥氏体不能转变成马氏体。因此，热处理后的产品不含有转化的马氏体，而具有与实例16相同的综合性能（高延伸率和很低的强度与硬度）。

实例18的产品是一种硬化冷轧材料，与本发明的产品相比较，它具有非常低的延伸率，高的屈强比（0.2%的屈服应力与抗拉强度之比）和在0.2%屈服应力、抗拉强度和延伸率方面均有突出程度的各向不同性现象。显而易见，这样的产品，在可加工性能或可成形性能以及加工和成形之后形状的精确性方面都比本发明的产品差。

表8进一步揭示了从实例14，16，17和18的抗拉试验中断裂的试样可以看出，钢带有单向皱纹发生。相比之下，本发明的产品根本没有单向皱纹的问题。这意味着，本发明的产品能很好地进行压力成形。

实例19-30

这些实例说明了用连续热处理炉按照本发明所进行的低铬材料2CR的工业生产情况。

冶炼出表9所示化学成分的钢种，热轧成厚度为3.6mm薄板，在780℃的炉中退火6小时，接着随炉冷却，经酸洗后，在表10所示的冷轧和中间退火的条件下冷轧成厚度为0.3mm薄板。除了实例29和30之外每种冷轧带在连续热处理炉中，在表10所示的条件下进行连续最终热处理，均匀加热的时间为1分钟。在实例29中，冷轧带在箱式炉中均匀加热约6小时，接着随炉冷却。在实例30中，将钢种10的厚度为3.6mm的热轧钢带在表10中所示的条件下退火、酸洗、冷轧、空冷和硬化冷轧至厚度为0.3mm薄板。在所有实例中，中间退火工序的均匀加热的时间是1分钟。用各产品的试样进行如下试验：即在与轧制方向成0°（纵向），45°（斜向）和90°（横向）的方向上取样测定0.2%屈服应力，抗拉强度和延伸率和测定马氏体的含量及硬度。在抗拉试验的断裂试样上观察是否有带钢单向皱纹。试验结果如表10所示。

实例19-25是按照本发明的试验，而实例26-30是对比实验。

从表10可见，含有约65-75%（体积百分比）马氏体的双组织钢带具有大的强度和硬度以及合适的延伸率综合性能，它们可以由按照本发明的实例19-25的方法获得。本发明的产品在0.2%屈服应力、抗拉强度和延伸率方面显示出低程度的各向不同性现象。

相比之下，在实例26中所用的钢种17有｛Ni+（Mn+Cu）/3｝含量低至0.19%，因此，经过连续最终热处理后也没有形成任何马氏体。实例14的产品的强度和硬度很低。

在实例27中所用的钢种18有非常高的含C量（0.31%）和比较高的Ni含量（3.20%），虽然其Cr含量是低的，因此，它具有100%马氏体和高的强度和低的延伸率的综合性能。

在实例28中所用的连续最终热处理的加热温度（780℃）下，所用的钢种10没有形成铁素体和奥氏体双相组织，因此，在最终热处理后，产品有铁素体单相组织，显示出高延伸率和低强度和低硬度的综合性能。

在实例29中，钢种10的冷轧带在箱式炉中加热，然后随炉缓慢冷却（冷却速度为0.03℃/秒），冷却速率不足，致使奥氏体不能转变成马氏体。因此，在热处理之后，产品不含有转化的马氏体，而具有与实例28相同的综合性能（即高延伸率和低强度、低硬度）。实例30的产品是硬化冷轧材料，当把它与本发明的产品相比较时，其延伸率非常低，高屈强比（0.2%屈服应力和抗拉强度之比）在0.2%屈服应力、抗拉强度和延伸率方面都有突出程度的各向不同性现象。显而易见，这种产品在可加工性或可成形性和在加工成形后形状的精确性方面都比本发明的产品差。

表10进一步揭示了在实例26，28，29和30的抗拉伸试验断裂的试验上出现的带钢单向皱纹。相比之下，本发明的产品完全没有皱纹问题。这意味着本发明的产品可以很好地进行压力成形加工。

实例31-42

这些实例说明用连续热处理炉按照本发明进行的高铬2CR材料的工业生产情况。

冶炼出按表11所示化学成分的钢种，热轧成厚度为3.6mm薄板，在温度为780℃的炉中退火6小时，接着随炉冷却，经酸洗后，在表12所指出的冷轧和中间退火条件下冷轧成厚度为0.3mm薄板。除了实例41和42外，每一种冷轧带都进行连续最终热处理，即在表12所示的条件下，在连续热处理炉中进行均匀加热，时间为1分钟。在实例41中，冷轧带在箱式炉中均匀加热约6小时，接着随炉冷却。在实例42中，将钢种19的厚度为3.6mm的热轧带进行退火，酸洗、冷轧、空冷，并在表12所指的条件下硬化冷轧成厚度0.3mm薄板。在所有实例中，其中间退火工序中的均匀加热时间都是1分钟。用各产品的试样进行如下试验：即按照与轧制方向成0°（纵向），45°（斜向）和90°（横向）方向取样测定0.2%屈服应力，抗拉强度和延伸率，测定马氏体的量和硬度。在抗拉试验中断裂的试验上观察是否有带钢单向皱纹发生。试验结果如表12所示。

实例31-37是按照本发明所做的试验，而实例38-42是对比试验。

从表12可以看出，含有约30-60%（体积百分比）马氏体的双相组织钢带具有高的强度和硬度以及合适的延伸率相结合的性能。它们可按照本发明的实例31-37的方法制得。本发明的产品在0.2%屈服应力、抗拉强度和延伸率方面都显示出低程度的各向不同性现象。

相比之下，由于实例38所用的钢种26的｛Ni+（Mn+Cu）/3｝含量低至0.24%，因此，通过连续最终热处理也不能形成马氏体。实例38的产品的强度和硬度都很低。

在实例39所用钢种37中，含碳量过高，达0.405%，Ni含量也非常高，达到5.07%，因此，结果形成了100%马氏体，故具有高强度和低延伸率的综合性能。

在实例40中用的钢种19所进行的连续最终热处理的加热温度下，没有形成铁素体和奥氏体双相组织，因此，在最终热处理后的产品具有铁素体的单相组织，因而有高延伸率和低强度和低硬度的综合性能。

在实例41中，钢种19的冷轧带在箱式炉中加热，然后随炉以很慢的冷却速度（0.03℃/秒）冷却，冷却速度太慢使得奥氏体不能转变成马氏体，因此，在热处理后，产品不含有转化的马氏体，故显示出高延伸率和低强度和低硬度的综合性能。

实例42的产品是硬化冷轧材料，把它和本发明的产品相比较时可以发现，其延伸率非常低，屈强比高（0.2%屈服应力和抗拉强度之比），并且在0.2%屈服应力、抗拉强度和延伸率方面有突出程度的各向不同性现象。显然，这样的产品在可加工性能或不成形性能及加工或成形之后形状的精确性方面远不如本发明的产品。

表12也展示了从实例38，40，41和42的抗拉试验中断裂的试样上发现的带钢单向皱纹。相比之下，本发明的产品完全没有皱纹的问题。这表明本发明的产品在加压成形中，其加工性能性很好。

实例43-48

这些实例说明了Mo对0.05C-1.5Ni-16.5Cr的1CR和2CR材料性能的影响。实例43-45是有关1CR材料的，而实例46-48是关于2CR材料的。

在实例43-45中，冶炼出按表13中所指明的化学成分的钢，热轧成厚度3.6mm薄板，在温度为780℃的炉中退火6小时，接着随炉冷却，经酸洗后，采用不带中间退火的一步冷却方法冷轧成厚度为0.7mm薄板（减缩比为80.6%），在950℃的温度下加热约1分钟之久，然后以大约100℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。

在实例46-48中，按表13所示的化学成份冶炼出钢，热轧成厚度为3.6mm薄板，在温度为780℃的炉内退火6小时，接着随炉冷却，经酸洗后，冷轧成厚度1.0mm薄板，在720℃的温度下退火约1分钟，空冷，冷轧成最终的厚度0.3mm薄板，加热至温度950℃约1分钟，然后以大约100℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。

用该产品的试样进行如下试验，即按与轧制方向成0°（纵向），45°（斜向）和90°（横向）的方向取样测定0.2%屈服应力、抗拉强度和延伸率，以及测定马氏体的量和硬度。从抗拉伸试验的断裂试样上观察是否有带钢单向皱纹出现，其结果列在表14上。

表14展示出Mo含量越高，马氏体的含量越低，这是由于Mo是铁素体形成元素之故。

用实例46-48的产品试样进行如下试验，即：在含有1000PPm氯离子、温度为40℃的水溶液中测定其孔蚀电位Vc′200，Vc′200是当开始流过200μA的电流时所测得的电位（伏，相对于饱和甘汞电极SCE）。测定结果如表15所示。表15揭示了Mo含量越高，则Vc′200越高，说明添加Mo对提高耐腐蚀性能是有效的。

表15

钢 Mo 耐孔腐蚀性

（%）（VvsSCE）

31 t_r0.28

32 0.95 0.35

33 2.11 0.45

Claims

1、一种生产双组织结构铬不锈钢带的方法，这种钢带主要由铁素体和马氏体组成，具有高强度和高延伸率、和低程度的各向不同性、其硬度至少为Hv200，这种钢带的生产方法包括：

热轧一种钢坯得到热轧钢带的工序，该钢坯的成分(按重量百分比)除了Fe之外，还有10.0～20.0%Cr，C≤0.10%，N≤0.12%，0.01%≤(C+N)≤0.20%，Si≤2.0%，Mn≤4.0%，Ni≤4.0%和4.0%Cu，0.5≤{Ni+(Mn+Cu)/3}≤5.0%；

冷轧已经热轧过的钢带，得到所要求厚度的冷轧钢带工序；和

一个连续最终热处理工序，在这一工序中，冷轧钢带连续通过加热区进行加热，其湿度从该种钢的Ac₁点起至1100℃，使之形成铁素体和奥氏体双相，并在这温度下最长保温10分钟，然后使已加热的钢带在足够使奥氏体转变成马氏体的冷却速度下冷却。

2、按照权利要求1的方法，在其中的连续处理工序中，冷轧钢带要加热到至少高出该种钢的Ac₁点100℃的温度至1100℃，使之形成铁素体和奥氏体两相。

3、按照权利要求1的方法，在其中的连续处理工序中，冷轧钢带要加热到850℃至1100℃，使之形成铁素体和奥氏体两相。

4、按照权利要求1的方法，其中的钢采用如下基本组成（按重量百分比计）：

C≤0.08%

Si≤2.0%

Mn≤3.0%

P≤0.040%

S≤0.030%

Ni≤3.0%

Cr10.0%～14.0%

N≤0.08%且0.01%≤（C+N）≤0.12%

O≤0.02%

Cu≤3.0%，0.5%≤｛Ni+（Mn+Cu）/3｝≤3.0%

Al≤0.20%

B≤0.0050%

Mo≤2.5%

REM≤0.10%和

Y≤0.20%

其余的是Fe和不可避免的杂质。

5、按照权利要求1的方法，其中的钢采用下述基本组成（重量百分比）：

C≤0.10%

Si≤2.0%

Mn≤4.0%

P≤0.040%

S≤0.030%

Ni≤4.0%

14%＜Cr≤20%

N≤0.12%且0.01%≤（C+N）≤0.20%

O≤0.02%

Cu≤4.0%，0.5≤｛Ni+（Mn+Cu）/3｝≤5.0%

Al≤0.20%

B≤0.0050%

Mo≤2.5%

REM≤0.10%和

Y≤0.20%

其余的是Fe和不可避免的杂质。

6、一种生产双组织结构铬不锈钢带的方法，这种钢带主要由铁素体和马氏体组成的具有高强度和高延伸率和低程度的各向不同性，其硬度至少为HV200，它的生产方法包括：

热轧一种钢坯成热轧钢带的工序，该钢的基本组成（重量百分比）如下：

C≤0.08%

Si≤2.0%

Mn≤3.0%

P≤0.040%

S≤0.030%

Ni≤3.0%

10.0%≤Cr≤14.0%

N≤0.08%，0.01%≤（C+N）≤0.12%

0≤0.02%

Cu≤3.0%，0.5%≤｛Ni+（Mn+Cu）/3｝≤3%

Al≤0.20%

B≤0.0050%

Mo≤2.5%

REM≤0.10%，和

Y≤0.20%

其余的是Fe和不可避免的杂质。

将热轧钢带至少进行两步冷轧而在两步冷轧之间包括一退火步骤以得到所要求厚度的冷轧钢带，该中间退火步骤包含加热钢带和使它在形成单相铁素体的温度下保温;和

一个连续最终热处理工序，在这一工序中，使冷轧过的钢带连续地通过一个加热区，加热至从该种钢的Ac₁点至1100℃以形成铁素体和马氏体两相，并化该温度下保温最长10分钟。然后以足够使奥氏体转变成马氏体的冷却速度冷却。

7、按照权利要求6的方法，在其中的连续热处理工序中，冷轧钢带被加热到从至少高于该种钢Ac₁点100℃的温度至1100℃，使形成铁素体和奥氏体两相。

8、按照权利要求6的方法，在其中的连续热处理工序中，冷轧带被加热至850℃至1100℃使之形成铁素体和奥氏体两相。

9、按照权利要求6的方法，其中钢的Mn含量最高达1.0%。

10、一种生产双组织结构铬不锈钢带的方法，这种钢带基本上由铁素体和马氏体组成的具有高强度和高延伸率，和低程度的各向不同性，其硬度至少为HV200，这种钢带的生产方法包括：

把钢坯热轧成热轧钢带的工序，该钢的基本组成（重量百分比）如下：

C≤0.10%

Si≤2.0%

Mn≤4.0%

P≤0.040%

S≤0.030%

Ni≤4.0%

14%＜Cr≤20%

N≤0.12%，0.01%≤（C+N）≤0.20%

O≤0.02%

Cu≤4.0%，0.5%≤{Ni+（Mn+Cu）/3}≤5.0%

Al≤0.20%

B≤0.0050%

Mo≤2.5%

REM≤0.10%和

Y≤0.20%

其余的是Fe和不可避免的杂质。

将热轧钢带至少进行两步冷轧在两步冷轧之间包括-中间退火步骤以得到所要求厚度的冷轧钢带。该中间退火步骤包含：将钢带加热和保温在形成单相铁素体的温度下;和

一个连续最终热处理工序，在这一工序中，冷轧钢带连续地通过一个加热区，被加热至从该种钢的Ac₁点至1100℃，使之形成铁素体和奥氏体两相，并在该温度下保温最多10分钟。然后使加热过的钢带以足够使奥氏体转变成马氏体的冷却速度冷却。

11、按照权利要求10的方法，在其中的连续热处理工序中，将冷轧钢带加热到从至少高于该种钢的Ac₁点100℃的温度至1100℃，以使之形成铁素体和奥氏体两相。

12、按照权利要求10的方法，在其中的连续热处理工序中，冷轧钢带被加热至850℃至1100℃，使之形成铁素体和奥氏体两相。

13、按照权利要求10的方法，其中钢的含Mn量最高达1.0%。