具有优良冲压成型性和热加工性的奥氏体不锈钢及其制法

摘要

所公开的是一种奥氏体不锈钢及其制造工艺。本发明的奥氏体不锈钢包含(％重量)：小于0.07％的C、小于1.0％的Si、小于2.0％的Mn、16—18％的Cr、6.0—8.0％的Ni、小于0.005％的Al、小于0.05％的P、小于0.005％的S、小于0.03％的Ti、小于0.003％的B、小于3.0％的Cu、小于0.3％的Mo、小于0.1％的Nb、小于0.045％的N，余量的Fe及其它的不可避免的杂质。其制造方法与STS304钢相同。这样本发明就改进了不锈钢的冲压成型性、抗应力腐蚀能力、热加工性及抗高温氧化的能力。

说明书

本发明涉及一种具有良好冲压成型性、热加工性及抗高温氧化性能的奥氏体不锈钢及制造此钢的方法。

一般来说，以18％Cr-8％Ni表达的奥氏体不锈钢(STS 304)与铁素体不锈钢相比在成型性及耐腐蚀方面是优越的，因此此类奥氏体不锈钢被广泛地用在冲压成型方面。

然而，此类奥氏体不锈钢含大量昂贵的Ni因而其成本很高。

因此一直试图造出有高成型性而Ni含量低的不锈钢。

这类努力之一是日本专利公开昭43-8343，其中推荐的不锈钢含小于0.15％的C、5.5-8.0％的Ni、16-19％的Cr、0.5-3.5％的Cu及0.04-0.1的N。

但是，在上述不锈钢的情况下，成分范围过宽，因而，成型性及其它性能显示很大的偏差。此外，C和N的含量过高，因而耐应力腐蚀开裂性能不令人满意。尤其是加了Cu恶化了热加工性能。

此外，在日本专利公开昭52-119414及昭54-128919中公开了另外的推荐钢种，其中加了Cu，而Mn含量提高到2％以替代Ni。在此情况下，Mn含量过高，因此抗高温氧化性能下降，结果是在热轧这种钢坯时由于抗高温氧化性能的缘故出现表面缺陷。此外，在生产光亮退火板时，容易产生蓝色。    

还有另一些尝试可见诸日本专利公开昭59-33663，其中使此含Cu的不锈钢含小于1％的选自Nb、Ti及Ta所构成的物组中的一种成份，结果使晶粒变细从而改善该不锈钢的加工性能。

但在此情况下，由于C含量过高，结果抗应力腐蚀开裂的能力下降。

另一种努力见诸日本专利公开昭54-13811，在其中，往含C和N极低的钢中加0.005-1.0％的Nb。这样晶粒变得很细而且奥氏体相得以强化，结果改善了拉伸能力。

然而在此情况下，由于C和N的含量极低的缘故，精炼工作降低了生产率，并且奥氏体当量低，结果δ--铁素体含量增高，从而恶化了材料的热加工性能。

再一种尝试见诸日本专利公开平1-92342及德国专利公开1302975。在前者的情况下，使此含Cu的钢含少量的Ti和B、小于50ppm的氧及小于0.006％的Ca。这样就抑制了夹杂物的形成，从而改善了成型性。在该德国专利的情况下，使此含Cu和B的钢含一或二种选自Nb、V、Ti和Zr所构成的物组中的元素，其量小于0.15％。这样抗腐蚀性，抗蠕变强度及成型性被改善。然而在此二发明中，Ni含量高达8％左右，而且这样高的Ni含量使此钢很不经济。

在日本专利公开昭55-89568中还公开了一种尝试，其中此钢含6-9％的Ni、16-1 9％的Cr、小于3％的Cu及0.5％-3.0％的Al，此外还含0.2-1.0％的选自Nb、Ti、V、Zr和Ta所组成的物组中的两种元素，借此改善了该钢的成型性。但在此情况下，由于Al含量高，结果形成了大量的氧化物夹杂，因而在热轧带卷上出现表面缺陷，如线状缺陷、毛刺等、

本发明人经研究和实验克服了常规技术的缺点，并提出了本发明。

因此，本发明的目的是提供一种奥氏体不锈钢及其制造方法，在其中添加了u，而不是昂贵的Ni作为奥氏体(γ)稳定化元素、添加作为铁素体形成元素的少量的Ti及用以改善高温热加工性的B，从而使最佳Md₃₀温度及最佳δ-铁素体含量可得以控制，从而改进加工性能、抗应力腐蚀开裂能力、热加工性及抗高温氧化能力以及减少热轧过程中的表面缺陷，还通过减少Ni含量的节约制造成本。

通过参阅附图而详细陈述本发明的最佳实施方案将使本发明的上述目的及其它优点变得更为明显，其中：

图1是展示截面积缩小随变形温度变化关系的图解说明；

图2说明重量增加(由于高温氧化)与1260℃时的加热时间的关系；

图3是展示极限深冲比的数值(LDR)与含Cu钢中奥氏体相稳定温度〔Md₃₀，(℃)；在此温度下，由于0.3的真实应变产生50％的应变感生马氏体相(α′)〕变化关系的图解说明；

图4是展示埃里克森值随含Cu钢中奥氏体相稳定化温度〔Md₃₀，℃)变化之间关系的图解说明；

图5是展示圆锥杯突深冲极限值(CCV)变化与含Cu钢中奥氏体相稳定化温度(Md₃₀，0℃)变化间关系的图解说明；    

图6是展示成型性变化与冷轧退火钢板中晶粒度变化间的关系的图解说明。

本发明的奥氏体不锈钢包含(重量％)小于0.07％的C、小于1.0％的Si、小于2.0％的Mn、16-18％的Cr、6.0-8.0％的Ni、小于0.005％的Al、小于0.05％的P、小于0.005％的S、小于0.03％的Ti、小于0.003％的B、小于3.0％的Cu、小于0.3％的Mo、小于0.1％的Nb、小于0.045％的N、余量的Fe及不可避免的杂质。本发明还提供制造该奥氏体不锈钢的工艺，而本发明的奥氏体不锈钢在冲压成型性、抗应力腐蚀开裂能力、热加工性能及抗高温氧化性能方面是优良的。

奥氏体相的稳定化温度〔Md₃₀(℃)〕由式〔Md₃₀(℃)＝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)〕确定。所希望的是，这个稳定化温度〔Md₃₀(℃)〕被限于-10-+15℃，及该钢坯或锭中的δ-铁素体含量被限于9.0％(体积)。

现在叙述各成份及其范围的上下限。    

成分C是强的奥氏体相稳定化元素，而且在铸造钢坯或锭(以下统称为“坯”)时，C使δ-铁素体含量下降，借此改善热加工性。此外，C有降低昂贵的Ni的含量的作用，并提高堆垛层错能，从而改进成型性。若其含量过高，则在深冲过程中应变感生马氏体的强度增高，而且残余应力变高，结果抗应力腐蚀开裂的能力下降。还有，在退火过程中，由于碳化物的析出，抗腐蚀能力的降低是可以理解的。因此，希望C含量被限于0.07％以下。

成份Si对于抗高温氧化是有益的，但如果其含量过高则δ-铁素体含量升高，结果热加工性能下降。还有，Si的夹杂物增多，从而可以想见形成夹杂物感生的毛刺。因此，Si含量限于1.0％以下是适宜的。

至于成分Mn，若其含量过高，则抗高温氧化能力恶化。尤其是，在光亮退火时，有兰色的光亮缺陷是可以理解的。因此，Mn含量最好被限制在2.0％以下。

如果成分Cr的含量过低，则抗腐蚀和抗高温氧化能力下降。若其含量过高，则δ-铁素体的含量增高，结果热加工性及成型性变差。因此，为获得与STS304相等的抗腐蚀和抗高温氧化性能，Cr含量以限于16.0-18.0％为佳。

Ni含量是根据对奥氏体相的稳定性、成型性、抗应力腐蚀开裂能力及制造成本的综合考虑来调节的。若其含量过高，则Md₃₀温度就变得过低，结果拉伸性能下降并且制造成本上升。若其含量过低，则增加应力感生马氏体相的形成，结果抗应力腐蚀开裂能力下降。因此Ni含量最好是限于6.0-8.0％。

成分Al是用以改善抗高温氧化性能的。其含量越高，则因Al氧化而形成的夹杂物就越多，因此使表面缺陷增多并恶化成型性。因此将其含量限于0.005％以下是适宜的。

成分Cu使钢变软、增加堆垛层错能及提高奥氏体相的稳定性。因此可用Cu代替Ni，但若其含量超过3.0％，则成形性变差，而且在铸造此种钢坯时，低熔点的Cu在晶界上偏析，结果是可以想见在热轧时将出现裂纹。因此，最好将其含量限于3.0％以下。

若P含量过高，则成型性及耐腐蚀性变差，因此以将其含量限于0.05％以下为好。

成分S降低热轧性，尤其是在凝固时在奥氏体相晶界上偏析，从而在热轧时出现裂缝。因此最好将其含量限于0.005％以下。

成分Ti的作用是通过防止加热钢坯时的高温腐蚀来防止热轧时出现表面缺陷。此外，它通过使晶粒细化而抑制桔皮状表面的形成。而且若钢含少量Ti(它在同样的稳定化温度Md₃₀下使铁素体稳定)，与不含Ti的钢相比，在冲压成型时增加了应力感生马氏体的形成。结果是，高应变区的断裂强度和加工硬化指数n升高，从而改善了成型性。若其含量过高，则出现由于Ti的氧化而引起的表面缺陷，因此最好是将Ti含量限于0.03％。

成分B有改善热加工性的作用，因而它对于防止因热加工而引起的表面缺陷是有效的。然而，若其含量过高，它产生B的化合物，结果钢的熔点明显降低，从而使热加工性恶化。因此B含量最好应被限于0.003％以下。

若N含量高，则它有助于减少δ-铁素体，但它有两倍于C的提高钢的屈服强度的效果，因而使成型性变差。此外，由于硬度和强度的升高，则抗应力腐蚀开裂的能力下降，因此最好应将N含量限于0.045％以下。

由于不得已的缘故钢中含有Mo和Nb，因此它们的含量越少越好。按本发明，最好分别将Mo和Nb的含量限于0.3％及0.1％。

现在叙述确定均为冶金学因素的奥氏体稳定化温度(Md₃₀)及铁素体含量的理由。

如果代表奥氏体相稳定性的Md₃₀(℃)高，则在冲压成型时产生很多的应变感生马氏体。因此，若要改善成型性则应将Md₃₀温度控制在最佳程度上。

若含Cu钢的Md₃₀温度过低，则成型性变差。那么就应提高昂贵的Ni的含量，而因此制造成本就上升。若Md₃₀温度过高，则不仅成型性变差，而且抗应力腐蚀开裂的能力也变差，结果在冲压成型后出现应力腐蚀裂纹。

因此，若想得到优良的成型性和抗应力腐蚀开裂的能力，则最好是应将Md₃₀温度限于-10-+15(℃)。

同时，钢坯中δ-铁素体的含量升高，则热加工性能变差，结果在制造热轧钢板时产生表面缺陷。还有，在制造冷轧钢板时，若δ-铁素体本含量变高，则屈服强度上升，结果成型性将变差。因此将δ-铁素体含量调节到一最佳水平是重要的。

按本发明，最好是应将δ-铁素体含量限于9.0％(体积)以下。

钢坯中的δ-铁素体含量(％(体积))以下式表示：[{(Cr％+Mo％+1.5Si％+0.5Nb％+18)/(Ni％+0.52Cu％+30C％+30N％+0.5Mn％+360}+0.262]×161-161.

用与制造STS304钢的工艺相同的工艺制造本发明的奥氏体不锈钢，即，热轧钢坯、将热轧钢板退火、酸洗、冷轧、将冷轧板退火、酸洗及光整冷轧。

制造本发明的奥氏体不锈钢的优选制造条件如下：

热轧是钢坯的预热温度优选为超过1250℃，更好是1250-1270℃。

理由如下。即，按本发明，促进抗高温氧化能力的Cr的含量比STS304钢低1％。因而，如果预热温度与STS304钢的预热温度(1270-1290℃)一样高，则由于高温氧化的增加而产生表面缺陷的几率就非常高，所以需要低温加热(1250-1270℃)。

即使对该钢坯进行低温加热，由于加了2％的Cu而使在高温下的热轧变形抗力很低，因而不出现因热轧时的过份的变形抗力和轧制负荷或轧制疲劳引起的粗糙的带状缺陷。

还有是，优选的该热轧板的退火温度应为1100-1180℃，而该冷轧板的优选退火温度应为1000-1150℃。

此冷轧板的退火条件与最终产品的晶粒度密切相关。按本发明，以下述方式控制冷轧板的退火条件。即，晶粒度优选为ASTM No.6.5-10.0，更好是ASTM No8.0-9.0。

当退火后冷轧板的晶粒度为ASTM No8.0-9.0时可得到最令人满意的成型性。如果晶粒度粗于上述要求，则桔皮状表面缺陷将在冲压成型时出现于表面上，而如果晶粒度细于上述要求，则成型性变差。

现在根据实际例子来描述本发明。实施例1

在一容量50kg的真空感应熔炉中熔炼出具有表1组成的奥氏体不锈钢，然后铸成25kg的锭。在常规钢C和D的情况下，它们在1290℃时加热2小时，然后热轧，从而制成2.5mm的热轧板。在本发明钢1和2和对比钢A和B的情况下，它们在1270℃时加热2小时，然后热轧，从而制成2.5mm的热轧板。然后将它们全都在1100℃的温度下退火，再酸洗这些热轧板。将其冷轧而制成0.7mm的冷轧板。然后将其在1110℃的温度下退火以便使晶粒度落在ASTM No7-8的范围内。然后进行酸洗和光整冷轧，从而制成退火冷轧板。然后进行成形性试验和抗拉强度试验，结果列于后面的表2中。

同时，在表1的钢中，本发明钢1和对比钢A的锭在1270℃加热2小时，而常规钢C的锭在1290℃加热2小时。然后它们被热轧成15mm的板，再将它们加工成直径10mm的格里布耳试样。用格里布耳测试仪就热加工性对其进行评价，测试结果见于后面的表1。

在用格里布耳测试仪进行热加工试验时，以10℃/秒的速度将温度提高到高温测试的程度，然后，保温10秒。然后以30mm/秒的变形速度进行高温抗拉强度试验。然后测量破坏后的试件的断面面积以便计算截面的面缩率。

                                 表1

试样                                                          组分(重量％)    30^*  (℃)  δ-  铁素^**体(体积％)  附注  C  Si  Mn  P  S  Cr  Ni  Mo  Ti  Cu  Al    B    N本发明  1的钢    2  0.041  0.062  0.60  0.62  1.32  1.31  0.02  0.02  0.002  0.002  17.25  17.29  7.42  7.33  0.13  0.13  0.017  0.017  1.91  1.92  0.001  0.001  0.0028  0.0023  0.0166  0.0228  -2.1  -12.6  6.41  4.12  加Ti.B  的钢对比的  A  钢    B  0.042  0.066  0.61  0.63  1.28  1.27  0.02  0.02  0.001  0.002  17.43  17.56  7.32  7.35  0.13  0.13   -   -  1.90  1.90  0.001  0.001    -    -  0.0168  0.0138  -0.4  -12.2  7.00  5.80  未加Ti   B的钢常规的  C  钢    D  0.045  0.050  0.61  0.50  1.16  1.34  0.02  0.02  0.002  0.002  18.39  18.26  8.73  8.26  0.10  0.16   -   -  0.20  0.21  0.001  0.001    -    -  0.0386  0.0403  -15.4  -4.4  6.86  6.83   STS304*   Md₃₀(℃)＝551-462(C％+N％)-9.2Si％-8.1Mn％-29(Ni％+Gu％)-13.8Cr％-18.5Mo％-68Nb％-1.42

          (ASTM No.-8.0)。**  钢坯中的δ-铁素体(体积％)＝〔((Cr％+Mo％+1.5Si％+0.5Nb％+18)/(Ni％+0.52Cu％+30C％+30N％

          +0.5Mn％+36))+0.262〕×161-161。

                       表2

  试样  Md₃₀  (℃) 厚度 (mm)               成型性                   拉伸试验          硬化指数  硬度  (Hv)  附注  LDR 埃里克  森值  CCV   mm应力腐蚀开裂 屈服 强度(kg/mm²)  抗拉  强度(kg/mm²) 屈强比  (Y.S/   T S) 延伸率    (％)  20-10％  延伸率  40-30％  延伸率  本发明  1  的钢    2  -2.1  -12.6  0.7  0.7  2.02  1.98  12.8  13.1  26.3  26.5  3.30  2.78  26.20  26.97  63.07  63.27  0.415  0.426  54.50  55.77  0.38  0.41  0.59  0.52  145  154  加Ti.B  的钢对比的钢  A          B  -0.4  -12.2  0.7  0.7  1.98  1.94  12.7  13.0  26.7  26.7  3.03  2.78  26.85  26.67  61.13  60.67  0.439  0.440  55.57  56.37  0.38  0.39  0.56  0.51  148  153未加Ti，B的钢常规的钢  C          D  -15.4  -4.4  0.7  0.7  1.90  1.90  11.8  12.0  27.3  27.3  2.78   -  27.10  30.13  64.40  67.10  0.421  0.449  54.27  52.67  0.42  0.39  0.50  0.50  170  175  STS304

1.极限深冲比试验(LDR)：冲头直径(50mm)，润滑剂(脂肪油)；    2.埃里克森试验：按JIS Z 2247；

3.圆锥冲头杯突试验(CCV)：按JIS Z 2249；    

4.应力腐蚀开裂试验：坯冲直径变化(80，87.5，95mm)，冲头直径：(50，38，28.8mm)，应力腐蚀开裂试验：

(多步骤冲压后，试样留在外界气氛中，形成裂纹时得出极限深冲比；

5.抗拉强度试验：试样尺寸按JIS 13B定，拉伸速度为20mm/分。

如表2所示，其中加Ti和B的本发明的钢1和2在极限深冲比(LDR)、拉伸性(埃里克森试验)及复合成形性(CCV)方面较其中不加Ti和B的对比钢A和B及常规钢C和D为优。在抗应力腐蚀开裂方面，本发明的钢板比对比钢A和B及常规钢C和D好。

为什么少量Ti和B能改善成型性的原因是：如果加了使铁素体稳定的元素Ti，在同样的Md₃₀下，形成的应变感生马氏体就多，结果断裂强度和加工硬化指数n就增大，从而改善了成型性。

此外，本发明的钢1和2显示出高的抗拉强度和低的屈强比(屈服强度/抗拉强度)。尤其是在40-30％延伸区(这是高变形区)，加工硬化指数n的值是高的，因而，在冲压成形时不出现断裂，从而改善了成型性能。

还有是，含Cu的本发明的钢1和2和对比钢A和B的屈服强度较之常规钢C和D为低。再者，它们在冲压成型的起始阶段易于冲压成型，这是因为在20-10％的延伸范围内的低变形区中的加工硬化指数n是低的，而在以后的阶段可防止局部缩颈。从而改善了成型性，这是因为在40-30％的延伸率的高变形区中加工硬化指数n变高了。

同时，如图1所示，本发明钢1的热加工性能比对比钢A强得多，而且与常规钢D的热加工性能一样。

在本发明钢1的情况下为什么加Ti和B能改善热加工性能的原因如下。这就是，如果加了低熔点元素Cu，则在将该锭加热到1290℃的温度的高温加热过程中，晶界结合强度降低。然而，如果加少量的Ti，在此高温下晶粒变细，而且防止了晶界氧化。还有，Ti与熔体中的N结合，结果使能降低热加工能力的N含量减少。当将B和Ti一起加入时，B在晶界上偏析，从而抑制了晶界形成空穴，抑制了晶界的减聚力。再者，在固熔态，B和晶格空位间的相互作用改善了热加工性。实施例2

在容量50kg的真空感应熔炉中熔炼具有表3组成的奥氏体不锈钢，从而制成25kg的锭。然后在1270℃下加热此锭2小时，再进行热轧而制成2.5mm的热轧板。然后将其在1100℃的温度下退火，再行酸洗。制备热解重量分析法(TGA)所用的试样以进行TGA，结果示于图2。

在进行TGA时，试验气氛是一种气体混合物(焦炉煤气+高炉煤气)(C.O.G+B.F.G)，而过剩氧体积比为3％，而氧化试验温度为1260℃。

                                    表3

  试样                                                      化学成分(重量％)  Md₃₀^*  (℃) C Si Mn P S Cr Ni Mo Ti Gu Al B N本发明    3的钢对比的钢  E 0.060 0.052 0.64 0.62 1.33 1.31 0.02 0.02 0.02 0.01 17.15 17.15 7.37 7.37 0.13 0.13 0.019   - 1.95  1.92  0.002  0.001  0.0014     -  0.0195  0.0135   -10.9   -1.9^*Md₃₀    与实施例1的表1中所列的相同。

如图2所示，本发明钢3的抗高温氧化性能优于对比钢E。这原因不在于Ti在这一范围内浓聚而增加了抗氧化能力，而是在于防止了存在于晶体上的氧进入基体金属。实施例3

用容量为30kg的真空感应熔炉熔炼有表4所列组成的奥氏体不锈钢，从而制成锭。将其于1260℃加热2小时，然后将其热轧成2.5mm。在1110℃进行退火从而制成热轧退火板。对其酸洗，而后冷轧成0.5mm厚。再于1110℃的温度下进行退火，从而制成冷轧退火板。然后对其酸洗和光整冷轧。对其作成型性试验，结果示于图3-5。    

就是说，图3说明极限深冲比(LDR)变化与奥氏体相稳定化温度〔Md₃₀(℃)〕变化的关系。图4说明埃里克森值的变化与圆锥杯突深冲极限试验值(CCV)变化间的关系。

                                       表4

  试样                                                                   化学成份(重量％)  Md₃₀^*  (℃) C Si Mn  P  S  Cr  Ni  Mo  Ti Cu   Al   B   N  对比钢   F           G 0.054 0.060 0.55 0.51 1.25 1.54  0.02  0.02  0.02  0.02  16.84  17.16  6.79  6.61  0.20  0.20  0.017  0.017 1.90 1.91   0.001   0.001  0.0023  0.0022  0.0167  0.0191  18.72  15.27 本发明钢  4           5           6 0.055 0.068 0.057 0.62 0.54 0.58 1.23 1.28 1.24  0.02  0.02  0.02  0.02  0.01  0.02  16.58  16.97  16.58  7.10  6.47  7.59  0.19  0.20  0.20  0.017  0.017  0.017 1.90 1.96 1.90   0.001   0.001   0.001  0.0024  0.0022  0.0023  0.0190  0.0417  0.0125  11.05   5.75  -0.7 对比钢    h 0.063 0.52 1.26  0.02  0.01  16.93  8.10  0.20  0.017 1.91   0.001  0.0022  0.0197  -26.4

^* Md₃₀(℃)＝551-462(C％+N％)-9.2Si％-8.1Mn％-29(Ni％

            +Cu％)-13.8Cr％-18.5Mo％-68Nb％-1.42

            (ASTM晶粒度No.-8.0)。

如图3所示，如果Md₃₀提高，则极限深冲比增加，在Md₃₀＝+15℃时达到最大值，而后该值下降。

再者，如图4所示，如果温度Md₃₀升高，则显示拉伸能力的埃里克森值上升。在温度Md₃₀为0℃的这个点上，埃里克森值为最大，而此后埃里克森值逐步下降。

还有，如图5所示，如果温度Md₃₀升高，则标志复合成型性的圆锥杯突深冲极限值在Md₃₀为0℃的点上为最小，这样显示出在此点复合成型性最佳。此后圆锥杯突深冲极限值升高、显示复合成型性变差。

基于这些结果，发现在加Cu的钢中，最佳的成型性(如深冲性，拉伸性及复合成型性)及抗应力腐蚀开裂性能是在温度Md₃₀为-10-+15℃时得到的。实施例4

在容量为30kg的真空感应熔炉中熔炼表5所示组成的钢，从而制成钢锭。在本发明钢7的情况下，在1260℃的温度下加热2小时，而对于对比钢1则在1290℃的温度下加热2小时。然后将其均热轧成2.5mm，而后于1110℃进行退火。随后进行酸洗，再冷轧成0.7mm的冷轧板。而后以不同的退火时间进行退火。测度LDR和埃里克森值与晶粒度的关系，结果示于图6。

                                            表5

  试样                                                       化学成份(重量％)   Md₃₀℃  C  Si  Mn  P  S  Cr  Ni  Mo  Ti  Cu  Al   B   N本发明钢 7常规钢   I  0.042  0.049  0.65  0.53  1.31  1.04  0.021  0.026 0.001 0.003  16.68  18.15  7.65  8.57  0.05  0.10  0.014  0.014  2.01  0.20  0.002  0.001  0.0020  0.0027  0.0134  0.0427   -1.48   -8.05

如图6所示，本发明钢7的成型性优于常规钢1，而且晶粒度在ASTM8-9的范围内时，成型性最佳。

在常规钢1(STS304)的情况下，当晶粒度变大时，成型性明显改善。然而，晶粒度粗于ASTM No7，则在冲压成型制品的表面上出现桔皮状表面缺陷。