本發(fā)明涉及一種節(jié)約型雙相不銹鋼及其制備方法，更具體地，涉及一種高延展性節(jié)約型雙相不銹鋼，其中在薄帶連鑄法(stripcastingprocess)中，在鋼水固化時，超過氮溶解極限的量的氮被除去，并且其中退火熱處理條件得到改善，以及涉及其制備方法。

背景技術：
一般而言，具有優(yōu)異的加工性和耐腐蝕性的奧氏體基不銹鋼包含作為基礎材料金屬的鐵(Fe)和作為主要原材料的鉻(Cr)和鎳(Ni)，并且所述奧氏體基不銹鋼通過向其中加入其他元素(如鉬(Mo)、銅(Cu)等)而被開發(fā)成為各種鋼，因而滿足了各種應用。由于具有耐腐蝕性和加工性的304系不銹鋼、316系不銹鋼包含如Ni、Mo等高價原材料，200系不銹鋼和400系不銹鋼作為其替代物被提出。然而，200系不銹鋼和400系不銹鋼具有如下缺點：其成型性和耐腐蝕性不足以與300系不銹鋼媲美。同時，由于通過將奧氏體相與鐵素體相混合而獲得的雙相不銹鋼具有奧氏體基鋼與鐵素體基鋼所提供的所有優(yōu)點，至今已經(jīng)開發(fā)了各種類型的雙相不銹鋼。美國專利第5624504號(1997年4月29日)公開了“具有高強度和延伸率的雙相結構不銹鋼以及制備所述不銹鋼的方法”。該專利涉及一種雙相不銹鋼，其包含20至95％體積分數(shù)的平均晶粒直徑為10μm的馬氏體基結構，余量基本上為鐵素體基結構，所述雙相不銹鋼包含0.10重量％或更少的C，2.0重量％或更少的Si，4.0重量％或更少的Mn，0.040重量％或更少的P，0.010重量％或更少的S，4.0重量％或更少的Ni，10.0重量％至20.0重量％的Cr，0.12重量％或更少的N，多于0.0050重量％至0.0300重量％的B，0.02重量％或更少的O，和4.0重量％或更少的Cu，且任選地包含0.20重量％或更少的A1，3重量％或更少的Mo，0.20重量％或更少的REM，0.20重量％或更少的Y，0.10重量％或更少的Ca，以及0.10重量％或更少的Mg，余量為不可避免的雜質。雙相不銹鋼在各種與腐蝕有關的環(huán)境中具有優(yōu)異的耐腐蝕性，尤其是與奧氏體基不銹鋼(如304系、316系等)相比，所述耐腐蝕性由美國鋼鐵協(xié)會(AmericanIronandSteelInstitute，AISI)所定義。然而，由于雙相不銹鋼包含如Ni、Mo等高價原材料，增加了其制備成本，因而與其他鋼相比具有價格競爭方面的缺點。近來，為了彌補價格競爭方面的缺點，人們愈加關注于通過從雙相不銹鋼中排除其中所含的高價合金元素(如Ni、Mo等)而向其中加入低價合金元素的雙相不銹鋼，從而進一步強調與價格有關的優(yōu)點。然而，取決于基于鐵素體的相與基于奧素體的相在強度上的差異，節(jié)約型雙相不銹鋼易受熱加工的影響，因而具有大量產(chǎn)生表面裂紋和邊緣裂紋的缺點。同時，正在進行各種研究和開發(fā)以改善上文所述的雙相不銹鋼和節(jié)約型雙相不銹鋼的熱加工性，在下文中，介紹了與此有關的現(xiàn)有技術文獻。日本專利特開公開第2005-271307號(2007年4月5日)公開了“具有優(yōu)異熱加工性的雙相不銹鋼”。該專利涉及一種盡管包含大量的N仍具有優(yōu)異熱加工性和高耐腐蝕性的雙相不銹鋼，所述包含以下元素至少之一：0.03重量％或更少的C，0.1至2.0重量％的Si，0.1至2.0重量％的Mn，0.05重量％或更少的P，0.03重量％或更少的S，20.0至30.0重量％的Cr，1至11重量％的Ni，0.05至3.0重量％的Cu，0.005至0.5重量％的Nd，0.001至0.1重量％的sol.Al(可溶Al)，0.1至0.5重量％的N，0.5至6重量％的Mo，和1至10重量％的W，余量為Fe和雜質，其中在雜質中含有0.05重量％或更少的P和0.03重量％或更少的S。在該情況下，通過調節(jié)P使其含量最小化并向鋼中加入Nd而改善熱加工性。中國專利第101613839號(2009年12月30日)公開了“包含高氮和低鎳的雙相不銹鋼及其制備方法”。該專利涉及一種包含高氮和低鎳的雙相不銹鋼，所述雙相不銹鋼包含0.01至0.10重量％的C，0.2至1.0重量％的Si，4至12重量％的Mn，18至23重量％的Cr，0.05重量％或更少的P，0.03重量％或更少的S，0.2至1.0重量％的Ni，0.2至0.4重量％的N，和1.0重量％或更少的Mo、W和Cu至少之一，余量為Fe和不可避免的雜質，并且在該情況下，通過增加Ni含量并降低退火溫度而提高經(jīng)濟效率。美國專利申請公開第2003-398128號(2004年3月18日)公開了“具有改善的熱加工性的含高錳的雙相不銹鋼及其制備方法”，所述雙相不銹鋼包含0.1重量％或更少的C，0.05至2.2重量％的Si，2.1至7.8重量％的Mn，20至29重量％的Cr，3.0至9.5重量％的Ni，0.08至0.5重量％的N，5.0重量％或更少的Mo，1.2至8重量％的W，余量為Fe和不可避免的雜質，其中限制Cu組分并增加Mn含量。日本專利特開公開第1998-257018號(1998年9月10日)公開了“制備包含22％Cr的雙相不銹鋼熱軋鋼帶的方法”。其特征在于，在制備包含21至23重量％Cr的雙相不銹鋼熱軋鋼帶時，通過在1050至1150℃對板坯加熱而進行粗軋，隨后在900℃或更高進行精軋。然而，由于上文所述的現(xiàn)有技術文獻中仍包含大量的高價Ni、Mo等，存在生產(chǎn)成本增加的問題。此外，對于熱加工性而言，當合金元素借助于現(xiàn)有常規(guī)的連續(xù)澆鑄法來加工時，由于在由液相固化為固相時氮固溶度(solidsolubility)的差異而在板坯中產(chǎn)生孔隙(見圖1)，因此，在后續(xù)過程中，如再加熱過程和熱軋過程，在產(chǎn)品的表面上產(chǎn)生大量缺陷，并且為了去除該大量缺陷，必須進行單獨的磨削過程，因而在整個過程中具有例如不必要的過載的缺點。此外，如圖2所示，在橫向上形成了帶狀鐵素體結構，因而導致塑性各向異性(plasticanisotropy)增加的問題，從而使各個軋制方向上的延伸率不滿足參照值。本發(fā)明背景技術所述的上述內(nèi)容僅為助于完全理解本發(fā)明而提供，因此，那些內(nèi)容不應被視為對應于本領域技術人員先前已知的相關領域的技術。

技術實現(xiàn)要素：
技術問題本發(fā)明的一個目的是提供一種高延展性節(jié)約型雙相不銹鋼，其中N、Ni、Si和Cu各自的含量可調節(jié)從而降低了制備成本，其確保耐腐蝕性和延展性等于或高于奧氏體基不銹鋼，并且解決了由N產(chǎn)生的鋼內(nèi)部孔隙和鋼表面孔隙而導致的產(chǎn)品缺陷的問題，以及提供其制備方法。此外，本發(fā)明的另一個目的是提供一種節(jié)約型雙相不銹鋼，其中奧氏體和鐵素體各相的分數(shù)可調節(jié)，因而確保了50％或更大的高延展性，同時確保了類似于304鋼的耐腐蝕性，因而顯著地提高了加工性并極大節(jié)省了高價合金元素。技術方案根據(jù)本發(fā)明的一個示例性實施方案，提供一種節(jié)約型雙相不銹鋼，其包含：0.08重量％或更少的C；0.2-3.0重量％或更少的Si；2-4重量％的Mn；19-23重量％的Cr；0.3-2.5重量％的Ni；0.2-0.3重量％的N；0.5-2.5重量％的Cu；余量為Fe和其他不可避免的雜質。所述節(jié)約型雙相不銹鋼還可包含0.1-1.0重量％的W。所述節(jié)約型雙相不銹鋼可由45-75％體積分數(shù)的奧氏體和55-25％體積分數(shù)的鐵素體組成。應變誘導馬氏體(straininducedmartensite)的量可以為5％或更少。節(jié)約型雙相不銹鋼可具有50％或更大的延伸率。根據(jù)本發(fā)明的另一個示例性實施方案，提供一種制備高延展性節(jié)約型雙相不銹鋼的方法，其包括：通過使鋼水在澆鑄輥對之間穿過而制備薄板，其中鋼水中所含的超過氮溶解極限的量的氮在固化過程中通過澆鑄輥而排放至外部。澆鑄輥對中的至少任一個輥可具有形成于圓周方向上的氮排放通道。所述鋼水可包含0.08重量％或更少(但不為0重量％)的C；0.2-3.0重量％的Si；2.0-4.0重量％的Mn；19-23重量％的Cr；0.3-2.5重量％的Ni；0.2-0.3重量％的N；0.5-2.5重量％的Cu；余量為Fe和其他不可避免的雜質。通過使鋼水在澆鑄輥對之間穿過而制備的薄板可通過連續(xù)置于澆鑄輥對的串聯(lián)輥(in-line-roller)來進行軋制過程，隨后進行熱軋和退火過程，冷軋過程，冷軋后的退火過程，其中冷軋后的退火過程在1000-1100℃范圍內(nèi)的溫度下進行，條件是該過程在1000-1050℃進行60秒以上，且在1050-1100℃進行30秒以上?？稍跐沧⑤伒谋砻嫔闲纬沙叽鐬?5至25μm的凹凸部件?？尚纬啥鄠€寬度為50至500μm且長度為50至300μm的氮排放通道，相鄰兩個氮排放通道之間的間隔可為100至1000μm。根據(jù)本發(fā)明的另一個示例性實施方案，提供一種節(jié)約型雙相不銹鋼，其通過使鋼水在澆鑄輥對之間穿過進行快速澆鑄來制備，所述鋼水包含0.08重量％或更少(但不為0重量％)的C；0.2-3.0重量％的Si；2.0-4.0重量％的Mn；19.0-23.0重量％的Cr；0.3-2.5重量％的Ni；0.2-0.3重量％的N；0.5-2.5重量％的Cu；余量為Fe和其他不可避免的雜質，其中鋼水中所含的超過氮溶解極限的量的氮在鋼水的固化過程中通過澆鑄輥而排放至外部。包含40-75％體積分數(shù)的奧氏體相和25-60％體積分數(shù)的鐵素體相的結構可以非定向構型(non-orientedscheme)形成，以使塑性各向異性最小化。所述節(jié)約型雙相不銹鋼可在所有方向上具有55％或更大的延伸率。有益效果根據(jù)本發(fā)明一個示例性實施方案的雙相不銹鋼可獲得以下效果?？烧{節(jié)包括高價元素(例如Ni、Si、Cu和Mo)在內(nèi)的合金組分的各含量，以節(jié)省資源并且原材料的價格可大幅下降，并且特別是可確保與304鋼的耐腐蝕性相同或更高的耐腐蝕性，以及50％或更高的優(yōu)異的延伸率，由此可令人滿意地用作304鋼的替代物用于成形工藝。此外，可調節(jié)相分數(shù)和合金組分的組成范圍以確保50％或更高的延伸率和改善可加工性，由此可被用于成形和彎曲的用法。此外，由于該材料為薄材料，可降低重量比重，從而本發(fā)明的鋼可由輕量的材料制成。根據(jù)本發(fā)明另一個示例性實施方案的雙相不銹鋼和其制備方法可獲得以下效果?？烧{節(jié)包括高價元素(例如Ni、Si、Cu和Mo)在內(nèi)的合金組分和N組分的各含量，以節(jié)省資源并且最小化制造成本。通過利用薄帶連鑄工藝，可省去單獨的熱軋過程，如此可以解決由熱軋過程時產(chǎn)生的邊緣裂紋和表面裂紋所引發(fā)的問題。由于通過在鑄造過程中在固化時排放超過氮溶解度極限的量的氮可解決由薄板的內(nèi)部孔隙和表面孔隙引起的問題，可解決由超過氮溶解度極限的量的氮所產(chǎn)生的邊緣裂紋和表面裂紋問題。可提高材料的產(chǎn)率，并且可省略在熱軋過程中必須進行的表面磨削過程?？勺顑?yōu)化退火熱處理的條件以確保與304鋼相同或更高的耐腐蝕性，和55％或更高的延伸率。附圖說明圖1示出了現(xiàn)有連續(xù)鑄造方法和一般的薄帶連鑄工藝制造的薄板中的內(nèi)部孔隙；圖2示出了現(xiàn)有連續(xù)鑄造方法和熱軋過程制造的薄板的內(nèi)部精細結構；圖3示出了在1100℃下熱處理的根據(jù)本發(fā)明一個示例性實施方案的材料的公稱應變(nominalstrain)和公稱應力(nominalstress)的曲線圖；圖4示出了根據(jù)本發(fā)明一個示例性實施方案的發(fā)明鋼與對比鋼之間的臨界點蝕電位對比的圖形；圖5示意性示出了本發(fā)明的薄帶連鑄工藝；圖6為在本發(fā)明的澆鑄輥中形成的氮排放通道的示意圖；圖7a示出了由于大量的孔隙而在薄板上形成的凹痕缺陷；圖7b示出了根據(jù)本發(fā)明另一個示例性實施方案的高延展性節(jié)約型雙相不銹鋼的表面缺陷；圖8示出了雙相不銹鋼與節(jié)約型雙相不銹鋼之間的熱加工性的對比；圖9示出了熱軋的節(jié)約型雙相不銹鋼；圖10示出了本發(fā)明制備的高延展性節(jié)約型雙相不銹鋼的表面；圖11示出了本發(fā)明另一個示例性實施方案的延伸率隨冷軋后的退火溫度的變化；圖12示出了本發(fā)明另一個示例性實施方案的奧氏體的相分數(shù)隨冷軋后的退火溫度的變化；圖13示出了本發(fā)明另一個示例性實施方案的延伸率隨奧氏體相分數(shù)變化的變化；圖14示出了本發(fā)明另一個示例性實施方案的延伸率隨退火溫度和時間變化的變化；圖15a示出了本發(fā)明另一個示例性實施方案制備的高延展性節(jié)約型雙相不銹鋼的內(nèi)部結構；以及圖15b示出了本發(fā)明另一個示例性實施方案的各方向的延伸率的對比。具體實施方式在下文中，將參照相應的附圖詳細描述本發(fā)明的示例性實施方案，以使本領域技術人員可以容易地實施本發(fā)明。然而，所描述的實施方案可以各種不同的方式改變，并且本發(fā)明并不限于本說明書中提供的實施方案而是以實例的方式說明。作為參考，在本發(fā)明的描述中，將不詳細描述已知的功能或結構因為這將不必要地模糊對本發(fā)明的理解。本發(fā)明涉及一種節(jié)約型雙相不銹鋼，其在具有奧氏體和鐵素體兩相的雙相不銹鋼中，具有降低含量的高價合金元素(例如Ni、Mo、Si、Cu等)。所述節(jié)約型雙相不銹鋼可維持與常規(guī)的奧氏體基不銹鋼、304鋼相同或更高的耐腐蝕性。此外，所述節(jié)約型雙相不銹鋼可以確保與奧氏體基不銹鋼相同或更高的延伸率，與304鋼相同或更高的延伸率。用作304鋼的替代物的節(jié)約型雙相不銹鋼由于本發(fā)明的優(yōu)異的延伸率和耐腐蝕性，可用于腐蝕環(huán)境或用于常規(guī)的成形產(chǎn)品。此外，可制備所述節(jié)約型雙相不銹鋼并且將其用作例如帶、棒、板、片材、管子和筒的產(chǎn)品。所述節(jié)約型雙相不銹鋼確保與奧氏體基不銹鋼304鋼和316鋼相同的耐腐蝕性，并且含有降低含量的Ni,，具有經(jīng)濟效果。此外，所述節(jié)約型雙相不銹鋼作為用于需要耐腐蝕的工業(yè)裝置的鋼受到關注，工業(yè)裝置例如脫鹽裝置、礦漿裝置、紙裝置、化學裝置，因為其易于確保高強度。日本專利特許公開號61-056267、WO02/027056和WO96/18751公開了節(jié)約型雙相不銹鋼。在這些中，日本專利特許公開號61-056267和WO02/027056中公開的節(jié)約型雙相不銹鋼按照ASTMA240標準化，前者對應于S32304(代表組分23Cr-4Ni-0.13N)且后者對應于S32101(代表組分21Cr-1.5Ni-5Mn-0.22N)。此外，韓國專利特許公開號2006-0074400公開了節(jié)約型雙相不銹鋼并且在根據(jù)ASTMA240標準化的S81921鋼的情況下，2.5wt％的Ni和2.4wt％的Mo，即高價合金元素包含其中。以冷加工的觀點，設計這些雙相不銹鋼，即為了增強耐腐蝕性而不是成形性，由此提供比在特殊應用部件所需要的顯著的耐腐蝕。此外，由于耐應力腐蝕也比設計中要求的優(yōu)異，可以提供技術方案；然而，與加工性相關的因素即延展性不及奧氏體基的不銹鋼。因此，在需要成形、彎曲等的各種工業(yè)領域的應用中有許多的限制，這在經(jīng)濟角度是不適合的。因此，需要開發(fā)這樣一種雙相不銹鋼，其用于工業(yè)裝置和各種成形過程，所述鋼能夠通過不使用高價元素降低制備成本、確保與304鋼、304L鋼和316鋼相同或更高的耐腐蝕性，并特別地，確保等于或高于304鋼的加工性(即延展性)。此外，具有優(yōu)異的成形性(即，延伸率)的奧氏體基不銹鋼含有4％或更高的高價金屬Ni，具有制造成本過高和貴重資源(例如Ni等)大量消耗的問題。此外，大量的Mn大大增加了鋼的氮固溶度以確保節(jié)約型雙相不銹鋼的耐腐蝕性；然而，對耐腐蝕性有副作用的夾雜物例如Mns等易于形成而劣化耐腐蝕性。此外，在電加工時，產(chǎn)生的Mn灰塵等引起環(huán)境問題。因此，已開發(fā)具有鐵素體相和奧氏體相共存的兩相結構的鋼，作為用于確保與奧氏體基鋼相同或更高的延伸率和耐腐蝕性同時降低Ni、Mn等的方法。日本專利特許公開號1999-071643A提出一種奧氏體-鐵素體基不銹鋼的制備方法，所述不銹鋼通過將Ni的加入量限制在低于0.1-1％的范圍并調節(jié)存在于兩相結構鋼中的奧氏體的穩(wěn)定指數(shù)至40-115而具有優(yōu)異的延伸率。此外，為了確保奧氏體-鐵素體基不銹鋼的優(yōu)異的加工性，韓國專利特許公開號2010-0097741公開了其中含有0.01-0.15％N的鋼并且利用在拉伸試驗時產(chǎn)生的應變誘導馬氏體。另外，韓國專利特許公開號No.2006-0127107公開了其中含有0.05-0.6％N的鋼以及利用加工過程中產(chǎn)生的相變的方法，該方法通過調節(jié)冷加工時存在于兩相鋼中的奧氏體的穩(wěn)定度。在下文中，將詳細描述本發(fā)明一個示例性實施方案的由奧氏體相和鐵素體相構成的節(jié)約型雙相不銹鋼。根據(jù)本發(fā)明由奧氏體-鐵素體構成的雙相不銹鋼可具有各種優(yōu)異的性能，50％或更高的高延伸率和與304鋼相同的耐腐蝕性。即，本發(fā)明提供了低碳、鉻基不銹鋼，其含有高含量的氮、優(yōu)化Mn含量以及調節(jié)高價合金元素(例如Ni、Si、Mo、Cu等)至最優(yōu)的水平。因此，通過調節(jié)奧氏體和鐵素體的各相分數(shù)以適當?shù)胤植疾⒄{節(jié)合金元素從而在冷加工時形成5％或更少的應變誘導馬氏體(即，最大化地抑制其形成含量)而制備具有優(yōu)異的延伸率和耐腐蝕性的奧氏體-鐵素體的雙相不銹鋼。根據(jù)本發(fā)明示例性實施方案的節(jié)約型雙相不銹鋼極大降低了制備成本中的原材料的價格以顯著提高價格競爭力，并且提高延伸率至能夠被用于各種使用，例如不僅在包括簡單彎曲過程的成形過程中，而且可用于復雜的彎曲過程等。此外，節(jié)約型雙相不銹鋼可確保延伸率和耐腐蝕性達到能被用作304鋼的替代物用于成形過程的程度。在下文中，將描述限制本發(fā)明的組分的原因(在下文中，wt％簡寫為％)。C為奧氏體形成元素并且由于強化了固溶度而有效增加了材料的強度。然而，當加入過量的C時，在鐵素體-奧氏體相的邊界處C易于與碳化物形成元素例如Cr(對耐腐蝕性有效)結合，由此降低晶界周圍的Cr含量以及降低耐腐蝕性，因此優(yōu)選C加入的范圍為大于0至0.08％或更低以最大化耐腐蝕性。Si為為了脫氧效果部分加入的元素并形成鐵素體，其在退火熱處理時富集在鐵素體中。因此，Si需要以0.2％或更多加入以確保適合的鐵素體的相分數(shù)。然而，3.0％或更多的過量加入迅速增加了鐵素體相的硬度，從而劣化了兩相鋼的延伸率，并且難于確保獲得具有足夠延伸率的奧氏體相。此外，過量的Si被加入時，在制造鋼時可劣化熔渣流動性，并且Si與氧結合形成夾雜物，由此劣化了耐腐蝕性。因此，優(yōu)選Si含量限制在0.2-3.0％。N是在雙相不銹鋼中與Ni一起極大有助于奧氏體相的穩(wěn)定的元素并且是在退火熱處理時在奧氏體相中富集的元素之一。因此，N含量的增加可附帶產(chǎn)生耐腐蝕性的增加和高強度。然而，N的固溶度根據(jù)所加入的Mn含量而改變。當N含量超過Mn含量范圍的0.3％或更高，由于氮固溶度過量，由于可引出澆鑄時氣孔、針孔等的產(chǎn)生所引起的表面缺陷，難于穩(wěn)定地制造鋼。同時，N以0.2％或更多加入以確保與304鋼相同的耐腐性，并當N含量過低，難于確保適合的相分數(shù)。因此，優(yōu)選N含量限制在0.2-3.0％。Mn是一種脫氧劑并且是增加氮固溶度及形成奧氏體的元素。當Mn被用作高價Ni的替代物并且以大于4％的含量添加時，難以保證與304鋼相同的耐腐蝕性。當加入大量Mn時，提供了改善氮固溶度的作用；然而，Mn在鋼中與S偶聯(lián)形成MnS，從而使耐腐蝕性下降。此外，當Mn含量小于2％時，即使調節(jié)了Ni、Cu、N等奧氏體形成元素，也難保證合適的奧氏體相分數(shù)，并且由于所加入的N的固溶度低，因此在常壓下不能獲得充分的N的固溶度。因此，優(yōu)選地，將Mn含量限定為2％至4％。Cr與Si一起是穩(wěn)定鐵素體的元素，其對確保雙相不銹鋼的鐵素體相起主要作用，并且對于保證耐腐蝕性來說是必要的。當增加Cr含量時，耐腐蝕性得到加強；然而，需要增加高價的Ni或其他奧氏體形成元素的含量以維持相分數(shù)。因此，為了維持雙相不銹鋼的相分數(shù)并且確保耐腐蝕性與STS304的相同或高于STS304，將Cr含量限定在19至23％。Ni與Mn、Cu和N一起為穩(wěn)定奧氏體的元素，并且對確保雙相不銹鋼的鐵素體相起主要作用。為了降低價格，通過減少Ni而獲得的相分數(shù)的平衡可以通過最大限度地減少高價的Ni含量并增加奧氏體形成元素Mn和N的含量得到充分地維持。然而，為了抑制產(chǎn)生于冷加工時的應變誘導馬氏體的形成，并且確保奧氏體的足夠的穩(wěn)定性，Ni需要加入0.3％以上。當加入大量Ni時，奧氏體的分數(shù)提高，這樣使得難以保證合適的奧氏體分數(shù)，尤其是由于含高價Ni的產(chǎn)品的制造成本增加，其相較于304鋼來說難以保證競爭力。因此，優(yōu)選地，將Ni含量限定在0.3％至2.5％。W為奧氏體形成元素，其增加耐腐蝕性，作為Mo的替代物加入；然而，在熱處理時，其在700至1000度下促使金屬間形成化合物，從而造成耐腐蝕性和機械性能下降。當W含量高于1％時，由于在金屬間形成了化合物，因此耐腐蝕性，尤其是延伸率迅速劣化。另外，W需要加入0.1％以上，以具有改善的耐腐蝕性作用。因此，優(yōu)選地，將W含量限定在0.1％至1.0％。此處，優(yōu)選地，由奧氏體-鐵素體組成的雙相不銹鋼的組成為75-45％體積分數(shù)的奧氏體和25-55％體積分數(shù)的鐵素體。當奧氏體的體積分數(shù)小于45％時，在退火過程中在奧氏體相中產(chǎn)生奧氏體形成元素的過度富集現(xiàn)象。因此，奧氏體要足夠穩(wěn)定，以抑制在變形中形成的應變誘導馬氏體的變形量，并且奧氏體強度通過極度的金屬元素的固溶度而極度增加，這樣使得材料的抗拉強度也得到充分的保證。然而，延展性劣化，因此不能獲得所需的延伸率和強度。因此，考慮到延展性高，優(yōu)選地，所述奧氏體具有45％以上的體積分數(shù)。然而，當奧氏體具有75％以上體積分數(shù)時，在熱軋時會發(fā)生表面裂紋等，這使得熱加工性會劣化并且喪失作為雙相結構鋼的性能。因此，優(yōu)選地，所述奧氏體具有75％以下的體積分數(shù)。此外，本發(fā)明的特征在于在冷加工或拉伸應變時形成的應變誘導馬氏體的量為5％以下。應變誘導馬氏體為當不穩(wěn)定的奧氏體變形時形成的硬質相，其誘發(fā)加工硬化以促進增加鋼的延伸率。在本發(fā)明的鋼的情形中，所述鋼為由奧氏體和鐵素體構成的雙相不銹鋼，奧氏體相的穩(wěn)定可以通過合適的合金元素的分布調節(jié)。因此，在拉伸形跡時，應變誘導馬氏體形成于局部頸縮的前面和后面。在應變誘導馬氏體如圖3所示迅速形成的情形中，由于快速的加工硬化，延伸率通過材料的硬度迅速劣化。因此，在由本發(fā)明的合金鋼的的奧氏體和鐵素體構成的雙相不銹鋼的情形中，當應變誘導馬氏體具有5％以下的含量時，可以保證與304鋼相同的50％以上的延伸率。因此，優(yōu)選地，在冷加工時形成的應變誘導馬氏體具有5％以下的含量。在下文中，將詳細描述具有優(yōu)良延伸率和耐腐蝕性的由馬氏體-鐵素體構成的節(jié)約型雙相不銹鋼。制備具有本發(fā)明元素的組成范圍的節(jié)約型雙相不銹鋼樣品并且使這些樣品進行熱軋和退火過程、冷軋過程、以及冷軋后的退火過程以調節(jié)材料的相分數(shù)，然后測量各自的延伸率和耐腐蝕性。下表1示出了關于實驗鋼的各合金組成(重量％)。[表1]鋼類型CCrMnNiSiCuNMoW對比鋼10.06518.141.378.060.450.20.0420.1-對比鋼20.02521.841.762.510.540.470.190.58-對比鋼30.03215.051.50.217-0.220.3-對比鋼40.02120.305.050.1980.217-0.102--對比鋼50.04819.973.02-0.2011.00.284--發(fā)明鋼10.05419.933.030.352.0-0.202-發(fā)明鋼20.5020.123.032.052.00.80.234發(fā)明鋼30.01919.983.05-0.1941.040.261發(fā)明鋼40.05220.033.100.51.952.00.251發(fā)明鋼50.05120.053.021.021.952.030.252發(fā)明鋼60.0520.03.01.511.952.020.253-發(fā)明鋼70.04919.953.01.951.972.020.251-發(fā)明鋼80.05119.872.910.50.8651.00.24-發(fā)明鋼90.0519.952.971.012.61.00.235-發(fā)明鋼100.05119.932.961.041.531.00.232-0.9發(fā)明鋼110.04721.333.041.021.531.00.23-0.48此外，表2示出了依賴于熱處理溫度的一些實驗鋼的鐵素體和奧氏體的各相分數(shù)。[表2]在所述雙相不銹鋼中，相分數(shù)依賴于合金組分和熱處理溫度而改變。因此，表2示出了當具有不同合金組分的對比鋼4、5及發(fā)明鋼1至11分別在950、1050、1100和1200℃下熱處理時鐵素體和奧氏體的各個相分數(shù)?？梢岳斫庠诎l(fā)明鋼1至11中鐵素體的相分數(shù)具有約25至55％的范圍，并且奧氏體的相分數(shù)具有75至45％的范圍。此外，當對比鋼4在1050和1100℃下熱處理時，鐵素體的相分數(shù)分別為78％和83％，并且奧氏體的相分數(shù)分別為22％和17％。即，可理解對比鋼4不包括在本發(fā)明的鐵素體和奧氏體的相分數(shù)范圍內(nèi)。圖3為示出了通過本發(fā)明獲得的代表性的公稱應變和公稱應力的比較曲線。就圖3而言，其示出了通過在1100℃下對每種材料進行熱處理，接著進行拉伸試驗的結果。在對比鋼1的基于奧氏體的304鋼的情形中，可以理解其延伸率為約70％，非常優(yōu)異。尤其是，在具有與發(fā)明鋼類似組分的雙相不銹鋼的對比鋼2的情形中，其延伸率為約30％，明顯較劣。然而，在對比鋼5中，其中未調節(jié)雙相不銹鋼的奧氏體的穩(wěn)定度，由于迅速形成了應變誘導馬氏體，其延伸率通過快速的加工硬化而劣化(參見表3)。如圖3所示，可理解在應力-應變曲線中幾乎未示出在每種發(fā)明鋼中的加工硬化率。這是由于可控制的是在冷加工時奧氏體變形成應變誘導馬氏體，其中其延伸率幾乎為50％以上。這一值等于本發(fā)明鋼所要取代的304鋼的延伸率，因此，本發(fā)明鋼的延伸率相較于同水平的雙相不銹鋼而言是極優(yōu)異的。[表3]表3示出了用于本發(fā)明的對比鋼和發(fā)明鋼在各個熱處理溫度下熱處理5分鐘后的各自的延伸率，以及在拉伸試驗時形成的應變誘導馬氏體的含量。如上表3所示，延伸率極優(yōu)異的情況為大多數(shù)的應變誘導馬氏體具有的量為5％以下的情況?？衫斫庠趯Ρ蠕?中，奧氏體的相分數(shù)不足，并且如圖3中所示，由于形成了應變誘導馬氏體導致快速的加工硬化，對比鋼5的延伸率劣化了約40％的值。圖4示出了臨界點蝕電流值，其通過在3.5％的NaCl溶液中測量本發(fā)明鋼和對比鋼的耐腐蝕特性而獲得，并且本發(fā)明鋼示出與304鋼、對比鋼1的臨界點蝕電流值相同的耐腐蝕性。如上所述，根據(jù)本發(fā)明，50％或更大的延伸率可以通過調節(jié)合金組分的組成和相分數(shù)而獲得。在下文中，將描述根據(jù)本發(fā)明另一示例性的實施方案的高延性節(jié)約型雙相不銹鋼及其制備方法。本發(fā)明另一示例性的實施方案的高延性節(jié)約型雙相不銹鋼—其為具有奧氏體相和鐵素體相的兩相結構的不銹鋼—降低各個高價合金元素如鎳(Ni)、鉬(Mo)、硅(Si)、銅(Cu)等的含量，并且進一步提高Ni含量以保持耐腐蝕性等于或高于基于奧氏體的不銹鋼304鋼的耐腐蝕性。此外，對高延性節(jié)約型雙相不銹鋼施加薄帶連鑄(stripcasting)方法以確保具有特定標準或更高的延性。高延性節(jié)約型雙相不銹鋼的制備方法具有技術特征：施加薄帶連鑄方法以提供快速的冷卻速率，以使液相鋼水直接制造為具有厚度為2至5mm的板，由此消除可能在常規(guī)鑄造方法中產(chǎn)生的偏析，并且在鑄造方法中在鋼水固化時釋放在鋼水中包含的氮溶解極限量的氮，這不同于常規(guī)連續(xù)鑄造方法或常規(guī)薄帶連鑄方法，以解決如氮溶解極限之差而產(chǎn)生的內(nèi)部孔隙率和表面孔隙率的問題。如圖5所示，本發(fā)明高延性節(jié)約型雙相鋼通過薄帶連鑄方法而不是通過常規(guī)的連續(xù)鑄造方法而制備。由鋼包1提供至中間包的鋼水通過注射噴嘴3而通過澆鑄輥對6，以使鋼水通過澆鑄輥對6以在鋼水快速冷卻并且固化的同時制造薄鋼板8。薄板8通過連續(xù)置于澆鑄輥6并且在卷繞設備10中纏繞的同軸軋輥(IRM)9而軋制。同時，半月形護罩4安裝于澆鑄輥6的上部部分以防止鋼水表面與空氣接觸并且被氧化，并且合適的氣體注入至半月形護罩4，由此形成合適的防止氧化的氣氛。如上所述，鋼水通過澆鑄輥對6彼此接觸的軋制尖端7并且通過同軸軋輥9而軋制，然后通過熱處理方法和冷軋方法，由此制造厚度為10mm或更小的薄板。在具有圖案的薄帶軋制軋輥中直接制造如上所述厚度為10mm的薄板的一個最重要的技術因素為快速將鋼水提供至通過相反方向的雙鼓軋輥6和側封板5之間的注射噴嘴3，其中通過水冷卻的澆鑄輥6的表面而釋放出大量的熱，以快速冷卻鋼水，由此制造具有所需厚度的薄板，其不含裂紋并且具有改進的屈服百分比。在本發(fā)明高延性節(jié)約型雙相不銹鋼的制備中，可以解決如在鋼水中含有超過氮溶解極限量的氮的問題，這是由于含有氮而造成邊緣裂紋和表面裂紋以及熱可加工性劣化的原因。即，上述問題通過在使通過澆鑄輥6的鋼水固化時放出超過氮溶解極限量的氮而進行快速鑄造，并且在鑄造后，在同軸軋輥9中連續(xù)加工而完成快速鑄造而解決，由此制造厚度為約2至5mm的薄板。優(yōu)選本發(fā)明的高延性節(jié)約型雙相不銹鋼含有0.08％或更少的C；0.2-3.0％的Si；2.0-4.0％的Mn；19.0-23.0％的Cr；0.3-2.5％的Ni；0.2-0.3％的N；0.5-2.5％的Cu；和平衡量的Fe和其他不可避免的雜質，以重量計。在下文中，將描述限制上述數(shù)值的原因。C為形成奧氏體的元素，并且由于增強固溶度而有效提高材料的強度。然而，當加入過量的C時，在鐵素體-奧氏體相的邊界處，C易于與形成碳化物的元素如有效耐腐蝕的Cr偶合，由此降低晶界處的Cr含量并且降低耐腐蝕性，因此優(yōu)選C加入范圍為0.08％或更少以使耐腐蝕性最大化。Si為為了脫氧效果而部分加入并且形成鐵素體相的元素，其在退火熱處理時濃縮至鐵素體。因此，Si加入量為0.2％或更多，以確保鐵素體合適的相分數(shù)。然而，當加入3.0％或更多的Si時，鐵素體的硬度快速提高以使伸長速率劣化，因此難以確保影響伸長速率的奧氏體相。此外，當加入過量Si時，在鋼鐵制造過程中爐渣流動性可能劣化，并且Si與氧偶合以形成夾雜并且劣化耐腐蝕性。因此，優(yōu)選Si含量限制至0.2至3.0％。N是在雙相不銹鋼中與Ni一起為大大有助于奧氏體相穩(wěn)定的元素，并且為在退火熱處理時在奧氏體相中具有濃度的一種元素。因此，N含量提高可以隨之產(chǎn)生耐腐蝕性和強度改進；然而，由于N的固溶度可以依賴加入的Mn含量而改變，所以需要調節(jié)其含量。當N含量為大于Mn范圍的0.3％或更大時，由于氮固溶度過量，所以砂眼、塞孔等在鑄造時出現(xiàn)，由此出現(xiàn)產(chǎn)品表面缺陷問題。為確保耐腐蝕性等于304鋼，N需要加入0.2％或更多，以使當N含量過低時，難以確保合適的相分數(shù)。因此，優(yōu)選N含量限制至0.20至0.30％。Mn為脫氧劑并且為提高氮固溶度并且形成奧氏體的元素，其作為高價Ni的替代物而加入。當Mn含量大于4％時，難以確保耐腐蝕性與304鋼的耐腐蝕性相同，由此當加入4％或更多的Mn時，提供改進氮固溶度的效果；然而，在Mn與鋼中的S偶合以形成MnS，由此劣化耐腐蝕性。此外，當Mn含量低于2％時，即使調節(jié)形成奧氏體的元素Ni、Cu和N等，難以確保奧氏體的合適的相分數(shù)，并且由于加入的N的固溶度低，所以在大氣壓力下不能獲得足夠的固溶度的N。因此，優(yōu)選Mn含量限制至2％至4％。Cr為與Si一起穩(wěn)定鐵素體的元素，在確保兩相不銹鋼的鐵素體相中具有主要的作用，并且對于確保耐腐蝕性是必要的。當Cr含量提高時，耐腐蝕性提高；然而，高價Ni或其他形成奧氏體的元素的含量需要提高以保持相分數(shù)。因此，為保持兩相不銹鋼的相分數(shù)并且確保耐腐蝕性等于或高于STS304的耐腐蝕性，將Cr含量限制至19至23％。Ni為與Mn、Cu和M一起穩(wěn)定奧氏體的元素，并且在確保雙相不銹鋼的奧氏體相中具有主要的作用。為降低價格，通過降低Ni而使相分數(shù)平衡可以通過最大量地降低高價Ni含量并且提高另外的形成奧氏體的元素Mn和N的含量而充分地保持。然而，Ni是通過使用應變誘導馬氏體或在冷加工時產(chǎn)生的機械孿晶而在加工或成型時確保延伸率的一種主要元素，并且當應變誘導馬氏體過量時，難以確保由于開始冷加工或成型時的快速加工硬化的可加工性，以使Ni需要加入0.3％或更多，以確保足以抑制過量形成應變誘導馬氏體的奧氏體相的穩(wěn)定度。當大量加入Ni時，奧氏體相的分數(shù)提高，以使難以確保奧氏體的合適的分數(shù)并且奧氏體相過于穩(wěn)定，使得在冷加工時，應變誘導馬氏體的形成被抑制，由此難以確保充分的加工穩(wěn)定性，特別地，由于含有高價Ni的產(chǎn)品的制造成本提高，所以與304鋼相比難以確保競爭。因此，優(yōu)選Ni含量限制至0.3％至2.5％。為降低價格，優(yōu)選與Ni具有相同作用的Cu含量最小化，以使確保奧氏體相的穩(wěn)定度足以抑制在冷加工中產(chǎn)生的過量形成的應變誘導馬氏體，Cu需要加入0.5％或更多。同時，當Cu含量為2.5％或更多時，由于熱脆性而難以加工該產(chǎn)品，使得優(yōu)選Cu含量調節(jié)至0.5至2.5％。同時，本發(fā)明人用具有以下表4中所示組分的鋼水鐵制造節(jié)約型雙相不銹鋼，以確保在鋼水中具有超過氮溶解極限量的氮影響薄板的效果。對比鋼1通過常規(guī)連續(xù)鑄造方法而澆鑄具有特定組分的鋼水而獲得，對比鋼2通過常規(guī)的薄帶連鑄(快速澆鑄)方法而澆鑄具有特定組分的鋼水而獲得，并且本發(fā)明1至5通過薄帶連鑄方法同時釋放在鋼水中超過氮溶解極限的量的氮而獲得。[表4]分類CSiMnCrNiCuN澆鑄方法氮釋放內(nèi)部孔隙率對比例10.051.352.820.31.061.00.23連續(xù)澆鑄X○對比例20.051.352.820.31.061.00.23快速澆鑄X○發(fā)明例10.0451.083.0219.630.980.980.272快速澆鑄○X發(fā)明例20.0711.33.8119.691.140.50.24快速澆鑄○X發(fā)明例30.0511.283.0720.021.00.5030.24快速澆鑄○X發(fā)明例40.0511.273.0920.411.030.50.25快速澆鑄○X發(fā)明例50.021.212.6320.530.850.7930.22快速澆鑄○X由圖7a可以確定在對比鋼1和2中，在薄板中形成大量的孔隙以引起凹痕缺陷等。原因是由于當鋼水通過澆鑄輥并且固化時產(chǎn)生的氮溶解度之差。本發(fā)明高延性節(jié)約型雙相不銹鋼具有氮組分范圍為2000至3000ppm。鋼水由液相固化為固相以以下順序進行：液相-->液相+δ相-->δ相-->δ相+奧氏體，其中當液相改變?yōu)棣南鄷r，氮溶解度為約1164ppm，其具有的溶解度之差為約836至1836ppm。當某些氮在液相中過飽和時，氮改變?yōu)闅庀?，使得各種孔在固化的材料中形成并且各種孔在材料表面形成的固化的核中形成。如上所述，各種孔實際上存在于固化的材料中并且一些孔在熱軋過程中被壓縮；然而，未壓縮的孔作為內(nèi)部缺陷而進行，并且當在加熱爐加熱而暴露至外面時，未壓縮的孔發(fā)展為各種表面缺陷。同時，由圖7b可以確定在根據(jù)本發(fā)明鋼1至5澆鑄的各個薄板中，不存在取決于氮溶解度差的內(nèi)部孔?？梢蕴岢鲈诒нB鑄工藝中除去鋼水中含有的超出氮溶解度極限的量的氮的多種方法，其中在本發(fā)明的高延展性節(jié)約型雙相不銹鋼的制造方法中，作為本發(fā)明的一個實例，氮排放通道在澆鑄輥的表面形成以在鋼水固化時排出超過氮溶解度極限的量的氮。如圖6所示，由氮造成的內(nèi)部孔隙問題大多數(shù)發(fā)生在鋼水穿過澆鑄輥對并且被迅速冷卻的過程中。因此，在鋼水通過澆鑄輥的同時，鋼水中超過氮溶解度極限的量的氮被同時排出。為了這一目的，優(yōu)選地，氮排放通道6a在澆鑄輥的表面形成，以使得在澆鑄的過程中能夠排出氮。氮排放通道6a是細的足以僅排出氮氣而不使鋼水通過的通道。氮排放通道6a可通過多種方案在澆鑄輥中形成，并且氮排放通道6a在澆鑄輥的表面上在圓周方向上形成以能夠根據(jù)澆鑄輥的旋轉朝著澆鑄輥的外側方向引導和排出氮氣。氮排放通道6a對應寬度為50-500μm、長度為50-300μm的細通道，并且多個氮排放通道在澆鑄輥的圓周方向上形成，其中優(yōu)選地，彼此相鄰的氮排放通道6a之間的間隔為100-1000μm?？梢詫Φ欧磐ǖ?a的形狀，及其結構和應用位置作各種改變，只要它們能夠實現(xiàn)其功能。同時，當形成多個氮排放通道6a時，澆鑄輥與穿過澆鑄輥的鋼水的接觸面積可能減少，因此優(yōu)選在澆鑄輥的表面上有突出的凹凸部件，目的是防止接觸面積減少。凹凸部件的平均大小為15-25μm。同時，本發(fā)明的發(fā)明人用Gleeble評估了常規(guī)雙相不銹鋼和節(jié)約型雙相不銹鋼的熱加工性，所述常規(guī)雙相不銹鋼和節(jié)約型雙相不銹鋼具有表5中示出的各個組分。[表5]類別CSiMnCrNiCuN注釋對比例30.020.431.5221.52.070.810.17熱軋對比例40.030.57521.21.450.30.21熱軋對比例50.051.53.020.091.041.00.246熱軋對比例60.0510.842.9819.941.021.00.242熱軋發(fā)明例60.051.53.020.091.041.00.246薄帶連鑄對比實施例3通過對常規(guī)雙相不銹鋼(329LA)實施熱軋過程獲得，對比實施例4通過對200系列不銹鋼(2101)實施熱軋過程獲得，對比實施例5和6通過對節(jié)約型雙相不銹鋼實施熱軋過程獲得。圖8證實了對比實施例3具有極其出色的熱加工性，并且對比實施例4的熱加工性雖然比對比實施例3的低，但是對比實施例4的數(shù)值仍是熱軋法的最小數(shù)值的50％或更高。同時，在均為節(jié)約型雙相不銹鋼的對比實施例5和對比實施例6中，證實了在高溫下熱加工性迅速變差，具體地，在約1000℃下，熱加工性為約40％，這是最小值。所述最小值比對比鋼材4的最小值低約20％，這表明當通過一般的方法制造板胚，然后進行再加熱過程和熱軋過程時，可能會因為熱加工性的缺陷而發(fā)生大量的邊緣裂紋和表面裂紋。圖9證實了對對比實施例5和6實施一般的熱軋過程時，發(fā)生了邊緣裂紋和表面裂紋。同時，圖10證實了在通過薄帶連鑄工藝制造本發(fā)明的高延展性節(jié)約型雙相不銹鋼的過程中，省略了熱軋過程，使得在實施熱軋過程時發(fā)生的表面裂紋和邊緣裂紋沒有發(fā)生。如上所述，通過一般方法制造的節(jié)約型雙相不銹鋼具有多種問題，例如由高氮水平造成的內(nèi)部孔隙(所述高氮水平因澆鑄產(chǎn)生)，由熱加工性變差造成的大量的裂縫發(fā)生等，因此當使用其中省略了熱軋過程的薄帶連鑄工藝時，可通過持續(xù)不斷的在線軋制制造厚度為1-5mm且沒有邊緣裂紋和表面裂紋的薄鋼板。同時，根據(jù)本發(fā)明的高延展性節(jié)約型雙相不銹鋼的制造方法，薄鋼板通過澆鑄輥制造，串聯(lián)輥(in-line-roller)連續(xù)地置于澆鑄輥上，然后是熱軋和退火過程，冷軋過程，以及冷軋后的退火過程，其中所述冷軋后的退火過程在1000℃或更高的溫度下進行，從而制造可保證延伸率為55％或更高的薄鋼板。本發(fā)明的發(fā)明人，對通過薄帶連鑄工藝制造的表4的發(fā)明實施例1-4的熱軋薄鋼板實施冷軋過程，然后是持續(xù)約5分鐘的冷軋后的退火過程，然后測量取決于冷軋后的退火溫度的延伸率的每個改變。如圖11所示，當冷軋后的退火溫度為1000℃或更高時，能夠保證所期望的55％或更高的延伸率。另外，本發(fā)明的發(fā)明人，基于通過薄帶連鑄工藝制造的發(fā)明實施例1-5，測量了取決于冷軋后的退火溫度的奧氏體相分數(shù)(fraction)(示于圖12中)。根據(jù)圖12可以理解，在1100℃的退火溫度下，證實了奧氏體相分數(shù)的最大值，并且用1100℃或差不多的退火溫度再加熱時，奧氏體相分數(shù)減小，用于保證在冷軋后的退火過程后延伸率為約55％或更高的奧氏體相分數(shù)為約40-75％。如圖13所示，當評述取決于通過薄帶連鑄工藝制造的冷軋板的奧氏體相分數(shù)的延伸率時，當奧氏體相分數(shù)的范圍為40-75％時，保證了通過薄帶連鑄工藝制造的節(jié)約型雙相不銹鋼的延伸率為約55％或更高，除了退火溫度為900℃的情況以外。另外，如圖14所示，對通過薄帶連鑄工藝制造的熱軋鋼板實施冷軋過程，并測量在1000℃和1050℃下取決于退火時間的延伸率的每個改變?？梢岳斫?，在1200℃下退火約30秒時，獲得的延伸率為約50％，這對于55％的目標值而言并不令人滿意；然而，在相同的退火溫度下，當退火時間增加至60秒時，能夠保證約55％的延伸率。另外，在1250℃下退火約30秒時，能夠保證延伸率為55％或更高，從而獲得減少退火時間的效果。因此，具有所期望和所保證的55％的延伸率的鋼材可通過保證在1200℃的退火溫度下有60秒或更長時間的退火時間，和1050℃的退火溫度下有30秒或更長時間的退火時間來獲得。圖15a是通過觀察薄鋼板的精細結構獲得的視圖，所述薄鋼板如下制造：對上述通過薄帶連鑄工藝制造的熱軋鋼板進行冷軋，然后在1000℃或1050℃下進行退火過程，持續(xù)預定的退火時間。已有的帶狀鐵素體(見圖2)消失了，精細結構以非定向的方式排列，使得可以證實塑性各向異性由于所述精細結構而被降到最低。圖15b示出了與軋制方向成0°的方向上的延伸率、與軋制方向成45°的方向上的延伸率和與軋制方向成90°的方向上的延伸率?？梢岳斫?，在通過現(xiàn)有的連續(xù)澆鑄工藝、熱軋工藝等制造的薄鋼板1和薄鋼板2中，與軋制方向成90°的方向上的延伸率未達到50％；然而，在通過薄帶連鑄工藝制造的薄鋼板3和薄鋼板4中，所有方向上的延伸率均為55％或更高。雖然為了示例性的目的，公開了本發(fā)明的優(yōu)選實施方案，但是本領域技術人員會理解，可進行各種改變、添加和替換而不背離在所附權利要求書中公開的本發(fā)明的范圍和精神。