劉海濤，劉振宇，王國棟

(東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽110004，E-mail:liuhaitao81214@yahoo.com.cn)

熱軋后退火對超純鐵素體不銹鋼表面皺折的影響機理

劉海濤，劉振宇，王國棟

(東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽110004，E-mail:liuhaitao81214@yahoo.com.cn)

以一種鈮、鈦雙穩(wěn)定化超純Cr17鐵素體不銹鋼的熱軋板和熱軋退火板為初始材料，分別經(jīng)相同的冷軋及退火處理，從顯微組織演變、微織構演變的角度研究了熱軋后退火對成品板表面皺折的影響機理.研究結果表明，與熱軋后不退火相比，熱軋后退火可使冷軋退火板的最大皺折高度和平均皺折高度分別降低37.0%、35.6%.熱軋后退火有利于熱軋板弱化形變織構、降低板寬方向的織構梯度、提高各取向晶粒分布的均勻性.進而最終有利于冷軋退火板減少低塑性應變比的{001}＜110＞、{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞晶粒簇，破碎粗大的{111}＜112＞晶粒簇并提高各取向晶粒分布的均勻性.因此，熱軋后退火可顯著減輕成品板的表面皺折缺陷.

鐵素體不銹鋼;熱軋后退火;表面皺折;顯微組織;微織構

近年來鎳資源的供應緊張和價格波動已經(jīng)成為制約不銹鋼業(yè)健康、穩(wěn)定發(fā)展的重要障礙.開發(fā)和生產(chǎn)現(xiàn)代節(jié)鎳、無鎳的超純鐵素體不銹鋼(w［C+N］≤150×10－6)，取代部分奧氏體不銹鋼成為世界各國不銹鋼企業(yè)的必然選擇［1，2］.盡量降低碳、氮含量，并加入鈮、鈦等穩(wěn)定化元素以固定游離的碳和氮，可使鐵素體不銹鋼的耐蝕性能、焊接性能、成形性能等顯著改善［3－6］.超純Cr17鐵素體不銹鋼就是一種超低碳、氮，鈮、鈦雙穩(wěn)定化的新品種.目前，國內(nèi)幾家不銹鋼企業(yè)正在大力研發(fā)該產(chǎn)品.

鐵素體不銹鋼薄板在深加工過程中易于產(chǎn)生表面皺折缺陷［7］，即在工件表面出現(xiàn)許多平行于軋制方向的細長條紋.皺折的產(chǎn)生不僅損害了產(chǎn)品的外觀，同時也增加了后續(xù)拋光過程中的勞動強度，提高了生產(chǎn)成本.這種皺折缺陷與連鑄坯中發(fā)達的＜001＞//ND柱狀晶組織及粗大的熱軋變形組織密切相關［8－12］.超純Cr17鐵素體不銹鋼不能發(fā)生α/γ相變的特性進一步加重了柱狀晶凝固組織和熱軋變形組織的出現(xiàn)，加劇了表面皺折的產(chǎn)生.國內(nèi)外學者對傳統(tǒng)Cr11、Cr17鐵素體不銹鋼的表面皺折進行了系統(tǒng)的研究［8－14］，但是，對超純Cr17鐵素體不銹鋼表面皺折的研究極少.作者之前的研究表明［15］，對熱軋板進行再結晶退火可顯著減輕00Cr17Ti鐵素體不銹鋼成品板的表面皺折.但是，沒有深入系統(tǒng)分析熱軋后退火對表面皺折的影響機理.為此，本文以一種超低碳、氮，鈮、鈦雙穩(wěn)定化的Cr17鐵素體不銹鋼為實驗材料，對熱軋后退火和不退火的兩種薄板進行相同的冷軋、退火處理，利用金相顯微鏡、電子背散射衍射(EBSD)技術從顯微組織演變、微織構演變的角度系統(tǒng)研究了熱軋后退火對成品板表面皺折的影響機理.

1 實驗方法

實驗鋼通過中頻真空感應爐冶煉并澆鑄成50kg鋼錠，化學成分如表1所示.鑄錠開坯至90 mm厚度放入加熱爐加熱到1200℃，保溫1.5小時后，在實驗室φ450×450二輥可逆熱軋實驗機組上進行熱軋.開軋溫度為1150℃，經(jīng)7道次熱軋至5mm，終軋溫度為850℃，再水冷至約650℃入石棉內(nèi)堆冷以模擬卷取過程.熱軋板的退火仍在加熱爐內(nèi)完成，退火溫度為900℃，保溫時間約5分鐘.再分別將熱軋板、熱軋退火板酸洗后在φ110/350×300直拉式四輥可逆冷軋實驗機上帶張力的條件下進行冷軋，冷軋壓下率均為84%，冷軋時使用潤滑油進行潤滑.最后，冷軋板在RX－36－10多功能貫通式熱處理爐內(nèi)退火，保溫溫度為900℃，保溫時間2分鐘.

表1 實驗用鋼的化學成分

截取軋制及退火試樣，試樣的縱截面經(jīng)機械磨平、拋光、5g CuSO4+20ml HCl+20ml H2O溶液腐蝕后使用Leica DMIRM金相顯微鏡進行組織觀察.再分別截取熱軋、熱軋退火、冷軋退火試樣，試樣的板面或縱截面經(jīng)砂紙磨平后，進行電解拋光，電解液成分為50ml HClO4+750ml C2H5OH +140ml H2O，電解電壓為 20V，電流為 0.5～2.0A.使用安裝在FEI Quanta 600掃描電子顯微鏡上的OIM 4000 EBSD系統(tǒng)對電解試樣進行微織構觀測.衍射花樣自動采集軟件為TSL OIM DATA COLLECTION 4.6，數(shù)據(jù)分析軟件為 TSL OIM ANALYSIS 4.6.計算特定取向晶粒的體積分數(shù)時偏差角設定為20°.

最終冷軋退火板的表面皺折可用平均皺折高度(Ra)和最大皺折高度(Rt)進行評價.在薄板上沿軋制方向按《金屬薄板塑性應變比(r值)實驗方法》(GB5027－85)截取標準試樣進行拉伸實驗，拉伸速度為5mm/min.經(jīng)15%拉伸變形后，使用TR300便攜式粗糙度形狀測量儀對其板面沿寬度方向進行測量即得到粗糙度曲線以及Ra、Rt.

2 實驗結果及討論

2.1 顯微組織演變比較

圖1示出了超純Cr17鐵素體不銹鋼熱軋板退火或不退火條件下的組織演變情況.由圖知，熱軋板由于沒有發(fā)生再結晶而以嚴重拉長的鐵素體組織為特征，變形鐵素體粗細不均.經(jīng)退火后，發(fā)生了完全再結晶，變形鐵素體晶粒全部被多邊形的再結晶晶粒取代，平均晶粒尺寸為41.5μm.冷軋組織由更加拉長的變形鐵素體組成，但是，變形鐵素體較彎曲且相互擠壓，變形鐵素體之間的界面較模糊.這種組織是由熱軋退火板的再結晶晶粒壓扁合并而成，因而變形鐵素體較彎曲、晶界較模糊.另外，由圖可知，變形鐵素體分為兩種.一種內(nèi)部較光滑，另一種內(nèi)部存在大量的亞結構并隱約見到少量的變形帶.兩種變形鐵素體內(nèi)部結構的不同導致了腐蝕后明暗程度的不同.經(jīng)最終退火后，變形組織完全被等軸的再結晶晶粒取代，晶粒大小較均勻，平均晶粒尺寸為22.8μm.熱軋板不經(jīng)退火而直接冷軋后的組織也由嚴重拉長的變形鐵素體組成，但是，變形鐵素體較細窄、平直，變形鐵素體之間層次較分明.這種組織由熱軋組織進一步壓扁而成，因而具有更加明顯的層狀特征.另外，由圖可知，變形鐵素體也由內(nèi)部較光滑和內(nèi)部亞結構較多的兩種鐵素體組成.經(jīng)最終退火后，變形鐵素體也完全被等軸的再結晶晶粒取代，但是，晶粒較小，平均晶粒尺寸為17.5μm，并且，晶粒大小不均.兩種成品板晶粒尺寸的不同歸因于冷軋組織的不同.顯然，與熱軋退火板相比，熱軋板具有更多的變形儲能和缺陷(如位錯、晶界、亞晶界等)，再經(jīng)相同的冷軋工藝后，熱軋板的冷軋板為再結晶提供了更多的形核位置，因此，再結晶晶粒較多，晶粒較小且不均勻.

圖1 熱軋后退火或不退火條件下的組織演變(縱截面)

2.2 微織構演變比較

圖2示出了利用EBSD技術取得的熱軋板及退火板的晶體取向圖.由圖2(a)知，熱軋板主要由較多的、粗大的＜001＞//ND取向的變形鐵素體晶粒和少量的＜111＞～＜112＞//ND取向的變形鐵素體晶粒組成.同一個變形晶粒內(nèi)部的晶體取向并不完全相同，存在許多取向漸變的區(qū)域，這表明在熱軋過程中由于變形不均而使晶粒發(fā)生了不同程度的碎化.由圖2(b)知，熱軋板經(jīng)退火后，取向單調的變形晶粒被多種取向的再結晶晶粒取代，并且，同一取向的晶粒呈均勻、彌散分布.圖3示出了熱軋板及退火板中心層的織構.由圖知，熱軋織構主要由＜001＞//ND的θ纖維織構和＜110＞//RD的α纖維織構組成，強點{001}＜110＞的取向密度高達f(g)=12.0，其它主要組分為{116}＜110＞～{112}＜110＞.而＜111＞//ND的γ纖維織構相對較弱，其主要組分為{111}＜110＞、{111}＜132＞.熱軋板經(jīng)退火后，仍主要由θ纖維織構和α纖維織構組成.但是，與熱軋板相比，織構強度顯著降低，強點{001}＜110＞的取向密度僅為f(g)=5.3，γ纖維織構仍然較弱.

鈮、鈦雙穩(wěn)定化的超純Cr17鐵素體不銹鋼自液態(tài)至室溫完全位于鐵素體單相區(qū)，因此，熱軋過程中不能發(fā)生α/γ相變，即不能通過相變的方式使織構弱化［16］.另一方面，超純Cr17鐵素體不銹鋼具有較高的層錯能，擴展位錯較窄，在熱軋過程中易于發(fā)生動態(tài)回復而不易發(fā)生動態(tài)再結晶.這兩方面是熱軋板具有粗大的取向變形晶粒特征的主要原因.其中，粗大的{001}＜110＞變形帶歸因于鑄坯中發(fā)達的＜001＞//ND柱狀晶組織和熱軋時的平面變形狀態(tài)［8］.而α纖維織構和γ纖維織構是體心立方金屬在平面變形條件下形成的兩種典型織構.熱軋板經(jīng)退火后，織構顯著弱化，織構梯度減小，但是，織構類型不變.這歸因于熱軋板退火過程中的隨機形核機制和原位再結晶形核機制［17］.熱軋板退火時，＜001＞//ND取向的晶粒主要通過原位再結晶方式形核，但也可通過隨機形核方式形核.＜111＞//ND取向的晶粒完全通過原位再結晶方式形核，而＜113＞//ND、＜123＞//ND、＜233＞//ND等其它取向的晶粒主要通過隨機形核方式形核.隨機形核的發(fā)生弱化了熱軋織構，而原位再結晶形核的發(fā)生使織構類型得以保留.因此，對于缺乏 α/γ相變的超純Cr17鐵素體不銹鋼，對熱軋板進行再結晶退火是弱化熱軋織構、降低板寬方向的織構梯度、促進各取向晶粒均勻分布的必要手段.

圖3 熱軋板(a)及退火板(b)中心層板面的織構(恒φ2截面圖)

鐵素體不銹鋼薄板的表面皺折與特定取向的晶粒簇密切相關［8－10］.圖4(a)和(b)即分別示出了熱軋后退火和熱軋后不退火的兩種冷軋退火板五種晶粒的分布圖.由圖知，熱軋后退火的冷軋退火板中{001}＜110＞、{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞、{111}＜110＞、{111}＜112＞晶粒的體積分數(shù)分別為 1.1%、11.5%、6.2%、10.4%、29.9%;而熱軋后不退火的冷軋退火板中相應的五種晶粒的體積分數(shù)分別為 1.7%、13.5%、7.0%、5.4%、37.9%.這表明熱軋后退火有利于減少最終冷軋退火板中的{001}＜110＞、{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞、{111}＜112＞晶粒并增加{111}＜110＞晶粒.另一方面，熱軋后退火的冷軋退火板中各取向的晶粒分布較均勻，晶粒簇較短促、分散，帶狀特征不明顯;而熱軋后不退火的冷軋退火板中沿軋制方向存在大量的帶狀晶粒簇，晶粒簇較粗大、連續(xù)、集中.圖5則示出了兩種冷軋退火板沿板寬方向的織構梯度.由圖知，熱軋后退火的冷軋退火板沿板寬方向的織構梯度較小，J2c/J2o最大值僅為6.6.而熱軋后不退火的冷軋退火板沿板寬方向的織構梯度較大，J2c/J2o最大值為12.5.這表明熱軋后退火能顯著降低冷軋退火板沿板寬方向的織構梯度.

兩種冷軋退火板的微織構在數(shù)量和分布上的差異歸因于兩者冷軋前組織、織構的不同.一方面，熱軋板中含有較多的、粗大的{001}＜110＞、{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞變形晶粒.這些織構組分在冷軋過程中很穩(wěn)定［18］，它們向γ穩(wěn)定取向轉變的速率非常慢，所以，冷軋后被大量保留下來.在隨后的退火過程中，這些變形晶粒因變形儲能較低而難于發(fā)生再結晶［8］，它們只能依靠相鄰的{111}再結晶晶粒的生長而逐漸被吞并［19］.但是，在{111}再結晶晶粒之間仍然會有較多的{001}＜110＞、{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞晶粒殘留下來.顯然，與熱軋板相比，熱軋退火板由于{001}＜110＞、{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞變形晶粒完全消失而使其{001}＜110＞、{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞織構顯著減弱，進而使其冷軋退火板殘留的{001}＜110＞、{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞晶粒明顯減少.在冷軋板的退火過程中，γ纖維織構則主要通過{111}再結晶晶粒的優(yōu)先形核與長大得以發(fā)展.本實驗中，與熱軋后不退火的冷軋退火板相比，熱軋后退火的冷軋退火板中具有較多的{111}＜110＞晶粒和較少的{111}＜112＞晶粒.這表明隨著熱軋板退火后各取向晶粒分布均勻性的提高，最終冷軋退火板中的{111}＜112＞晶粒和{111}＜110＞晶粒的體積差縮小.另一方面，超純Cr17鐵素體不銹鋼的冷軋板在退火過程中沒有相變過程，即不能通過相變的方式來提高各取向晶粒分布的均勻性，因此，冷軋退火板的微織構分布在很大程度上受到冷軋板的微織構分布、冷軋前微織構分布的遺傳影響.正是熱軋板與熱軋退火板的微織構在分布上的差異最終造成了兩種冷軋退火板微織構分布的不同.顯然，與熱軋板粗大的取向變形晶粒相比，熱軋退火板由于各取向的晶粒呈均勻分布從而使最終的冷軋退火板各取向的晶粒呈均勻分布，晶粒簇數(shù)量大量減少且?guī)钐卣飨?而熱軋板粗大的取向變形晶粒特征遺傳給冷軋退火板后最終導致了大量的、粗大的帶狀晶粒簇.帶狀晶粒簇的出現(xiàn)導致沿板寬方向織構梯度明顯增大.

圖4 熱軋退火板(a)及熱軋板(b)的冷軋退火板中心層板面上特定取向晶粒的分布圖

2.3 成品板表面皺折比較

薄板的表面皺折可用平均皺折高度(Ra)和最大皺折高度(Rt)進行評價.圖6和圖7即分別示出了熱軋后退火和熱軋后不退火的兩種冷軋退火板分別經(jīng)15%拉伸后的表面形貌及沿板寬方向的粗糙度曲線.由圖知，熱軋后退火使冷軋退火板的表面皺折明顯減輕，Ra和 Rt分別為1.90μm、11.37μm，抗皺性能良好;而熱軋后不退火的冷軋退火板的Ra和Rt則分別為2.95μm、18.05μm，抗皺性能較差.兩種冷軋退火板表面皺折的差異歸因于兩者微織構種類、數(shù)量和分布的不同.晶粒簇由晶體取向相同或相近的晶粒聚集而成.國外學者曾利用晶體塑性有限元的方法系統(tǒng)研究了特定取向晶粒簇在變形過程中對表面皺折的影響［9］.其研究結果表明，在拉伸變形過程中，一方面，{001}＜110＞晶粒簇的法向應變εND遠小于周圍基體，另一方面，{111}＜110＞晶粒簇的橫向應變εTD和剪應變γTN都明顯小于{112}＜110＞晶粒簇，這些是導致表面皺折出現(xiàn)的原因.{001}＜110＞、{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞、{111}＜110＞、{111}＜112＞晶粒的平均塑性應變比分別為0.4、0.4、2.1、2.6、2.6［20］.因此，在拉伸變形過程中，低塑性應變比的晶粒簇在板厚方向的收縮程度比周圍基體嚴重，在板的表面沿軋向易引起細條紋狀塌陷而造成皺折.顯然，在本實驗中，熱軋后不退火的冷軋退火板因具有較多的低塑性應變比的{001}＜110＞、{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞晶粒簇而使皺折加重.另外，熱軋后不退火的冷軋退火板的晶粒簇較粗大、連續(xù)、集中，加劇了變形的不均勻性.特別是粗大的{111}＜112＞帶狀晶粒簇因具有較高的塑性應變比故在變形過程中不易減薄，而其相鄰的{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞帶狀晶粒簇則易于減薄，使表面皺折進一步加重.與之相比，熱軋后退火的冷軋退火板中各取向晶粒的分布較均勻，晶粒簇較細窄、短促、分散，在變形過程中因與周圍基體的協(xié)調性較好而使表面皺折顯著減輕.

圖5 熱軋板及退火板的冷軋退火板板寬方向的織構梯度

圖6 熱軋板(a)及退火板(b)的冷軋退火板分別經(jīng)15%拉伸后的表面形貌

圖7 熱軋板及退火板的冷軋退火板分別經(jīng)15%拉伸后的表面粗糙度曲線

3 結論

1)超純Cr17鐵素體不銹鋼冷軋退火板的顯微組織、微織構及表面皺折顯著依賴于冷軋前的組織及微織構形態(tài).通過在熱軋后引入再結晶退火可以顯著弱化熱軋形變織構，降低熱軋板板寬方向的織構梯度并提高各取向晶粒分布的均勻性，從而對冷軋退火板的顯微組織、微織構及表面皺折產(chǎn)生有利的遺傳影響.

2)與熱軋后不退火相比，熱軋后退火能夠使冷軋退火板獲得更加均勻的組織，顯著減少低塑性應變比的{001}＜110＞、{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞晶粒簇，破碎粗大的{111}＜112＞帶狀晶粒簇，提高各取向晶粒分布的均勻性.從而使成品板的最大皺折高度和平均皺折高度分別降低37.0%、35.6%.

［1］ LU Shi-ying.Modern ferrtic stainless steel(part I)［J］.China Stainless，2005，(3):3－19.

［2］ LU Shi-ying.Modern ferrtic stainless steel(part II)［J］.China Stainless，2005，(4):6－19.

［3］ WASHKO S D，GRUBB J F.The effect of niobium and titanium dual stabilization on the weldability of 11%chromium ferritic stainless steel［C］，Chiba: ISIJ，1991，1062.

［4］ FUJITA N，OHMURA K，YAMAMOTO A.Changes of microstructures and high temperature properties during high temperature service of Niobium added ferritic stainless steels［J］，Materials Science and Engineering A，2003，351(1－2):272－281.

［5］ YAZAWA Y，OZAKI Y，KATO Y，et al.Development of ferritic stainless steel sheets with excellent deep drawability by{111}recrystallization texture control［J］，JSAE Review，2003，24(4):483－488.

［6］ FUJISAWA M，ISHIKAWA S，KATO Y，et al.Influence of carbon and nitrogen on intergranular corrosion of an Fe－18Cr alloy［J］，Tetsu－To－Hagan?，1997，83(1):66－71.

［7］ TSUCHIYAMA T，HIROTA R，F(xiàn)UKUNAGA K，et al.Ridging－free Ferritic Stainless Steel Produced through Recrystallization of Lath Martensite［J］.ISIJ International，2005，45(6):923－929.

［8］ PARK S H，KIM K Y，LEE Y D，et al.Evolution of microstructure and texture associated with ridging in ferritic stainless steel［J］，ISIJ International，2002，42(1):100－105.

［9］ SHIN H J，AN J K，Park S H，et al.The effect of texture on ridging of ferritic stainless steel［J］，Acta Materialia，2003，51(16):4693－4706.

［10］ HAMADA J，MATSUMOTO Y，F(xiàn)UDANOKI F，et al.Effect of initial solidification structure on ridging phenomenon and texture in type 430 ferritic stainless steel sheets［J］，ISIJ International，2003，43(12): 1989－1998.

［11］ HUH M-Y，ENGLER O.Effect of intermediate annealing on texture，formability and ridging of 17%Cr ferritic stainless steel sheet［J］，Materials Science and Engineering A，2001，308(1－2):74－87.

［12］ HUH M Y，LEE J H，PARK S H，et al.Effect of through－thickness macro and micro－texture gradients on ridging of 17%Cr ferritic stainless steel sheet［J］，Steel Research International，2005，76(11): 797－806.

［13］ LI Xiao－bo.Production process technology development of cold－rolled sheet of ferritic stainless steel SUS430 with good ridging resistance［J］，Journal of Plasticity Engineering，2006，13(3):35－39.

［14］ FAN Guang-wei，CUI Hui.Measurements of improving the ridging of SUS430 cold rolled sheet［J］，Taigang Science＆Technology，2003，1:14－16.

［15］ LIU Hai-tao，LIU Zhen-yu，Wang Guo-dong，JIANG Lai-zhu.Effect of annealing of 00Cr17Ti hot－rolled band on ridging of cold－rolled and annealed sheet［J］.Iron and Steel，2009，44(1):55－58.

［16］ RAY R K，JONAS J J，HOOK R E.Cold rolling and annealing textures in low carbon and extra low carbon steels［J］，International Materials Reviews，1994，39(4):129－172.

［17］ LIU Hai-tao.Study of microstructure，texture and formability of Cr17 ferritic stainless steel［D］，Northeastern University Doctoral Dissertation，2009.7.

［18］ TSUJI N，TSUZAKI K，MAKI T.Effect of initial orientation on the cold rolling behavior of solidified columnar crystals in a 19% Cr ferritic stainless steel［J］，ISIJ International，1992，32(12):1319－1328.

［19］ SINCLAIR C W，ROBAUT F，MITHIEUX J D，et al.Recrystallization and texture in a ferritic stainless steel:an EBSD study［J］，Advanced Engineering Materials，2003，5(8):570－574.

［20］ DANIEL D，JONAS J J.Measurement and prediction of plastic anisotropy in deep－drawing steels［J］，Metallurgical Transactions A，1990，21A(2):331－341.

Influence mechanism of annealing after hot rolling on surface ridging in ultra-purified ferritic stainless steel

LIU Hai-tao，LIU Zhen-yu，WANG Guo-dong
(The State Key Laboratory of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110004，China，E-mail:liuhaitao81214@yahoo.com.cn)

The hot rolled sheets and the hot rolled＆annealed sheets of an ultra－purified Cr17 ferritic stainless steel stabilized with Nb and Ti were cold rolled and annealed in the same way，and the influence mechanism of annealing after hot rolling on surface ridging of the finished sheet was studied in terms of microstructure and micro－texture evolution.It was shown that the hot rolling deformation texture and the texture gradient along transverse direction were both significantly weakened by introducing annealing after hot rolling，and the grains with different orientations were more dispersively distributed.As a result，the{001}＜110＞、{116}＜5 11 1＞、{112}＜110＞grain colonies with low plastic strain ratios were greatly decreased in the cold rolled＆annealed sheet.And the massive{111}＜112＞grain colony was broken up and the grains with different orientations were more dispersively distributed.Therefore，the surface ridging of the finished sheet was remarkably alleviated by introducing annealing after hot rolling.

ferritic stainless steel;hot-band annealing;surface ridging;microstructure;micro-texture

TG142.7 文獻標志碼：A 文章編號：1005－0299(2011)04－0122－06

2010－02－05.

國家自然科學基金(50734002，51004035東北大學博士后科研基金資助項目..

劉海濤(1981—)，男，博士后;

劉振宇(1967—)，男，教授，博士生導師;

王國棟(1942－)，男，教授，中國工程院院士.

(編輯 張積賓)