CN102251086B

CN102251086B - 一种含钼型铁素体不锈钢及其制造方法

Info

Publication number: CN102251086B
Application number: CN 201010179305
Authority: CN
Inventors: 韩俭; 许海刚
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baosteel Desheng Stainless Steel Co., Ltd.
Priority date: 2010-05-19
Filing date: 2010-05-19
Publication date: 2013-07-17
Anticipated expiration: 2030-05-19
Also published as: CN102251086A

Abstract

一种含钼型铁素体不锈钢的制造方法，包括，重量百分比计的化学成分为：C：0.004～0.012％、N：0.008～0.020％、(C+N)≤0.030％、Si：0.10～0.50％、Mn≤0.50％、Cr：17.00～22.50％、Mo：1.70～2.50％、Nb：0.15～0.45％、Ti：0.20×10^-4×(Cr)/(N)～0.25％，O：0.005～0.010％，其余为不可避免的杂质和平衡元素Fe的含钼型铁素体不锈钢，经过冶炼及连铸或模铸，加热并控制连铸坯或模铸坯的温度为1000～1100℃，使铁素体组织均匀化；在800℃以上完成热轧，热轧后冷却；热轧卷在950～1050℃完成连续退火，退火后进行酸洗；冷轧的累积压下率≥70％，冷轧后进行连续退火，退火温度为950～1050℃，退火后进行酸洗。这样得到的含钼型铁素体不锈钢冷轧板的焊接部位韧性优良，能够满足水处理***行业对于铁素体不锈钢焊接区高韧性的要求。

Description

一种含钼型铁素体不锈钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及铁素体不锈钢及其制造方法，特别是一种焊接区韧性优良的含钼型铁素体不锈钢及其制造方法。

背景技术

铁素体不锈钢由于其具有成本风险小(不含或含少量的Ni)、耐蚀性(特别是耐应力腐蚀、点蚀、缝隙腐蚀)优良的特点，在汽车排气***、家电制品、建筑结构、水处理***等行业均有着广泛的应用和广阔的发展前景。在水处理***行业，欧美和日本等国已开始大量应用含钼型的超纯铁素体不锈钢，代表钢种是SUS444。传统的铁素体不锈钢具有韧脆转变温度高、加工性差等的缺点，采用现代先进的不锈钢生产技术，已经能够保证典型的杂质元素C、N、P、S等保持在较低的范围内。另外，还可根据不同需求加入Ti、Nb、Zr等稳定化元素来提高超纯铁素体不锈钢本身的性能以及加工性。

通常，铁素体不锈钢应用于薄板的场合，因此，其不添加焊接材料的情况非常多。常用的焊接方法有钨极氩弧焊、电阻焊、激光焊、等离子弧焊等，但采用这些焊接方法的问题是，晶粒粗大导致了焊接区的延展性和韧性低，而最终也导致薄板的焊接加工性差。

现有技术中有介绍焊接性能优良的不锈钢材料的，如公开号为JP02-107744的日本专利申请公开了一种焊接性和耐腐蚀性优异的铁素体系不锈钢，该技术通过使Si含量在1.0～2.0％以内、Mn含量在0.5％以下来保证母材的焊接性和机械性能，另外，母材和焊接部位的耐蚀性、成形性也得到显著改善，该技术并未规定Nb、Ti必须同时添加，而且视必要加入了Cu元素。

公开号为JP03-031448的日本专利申请公开了一种焊接部位的韧性优异的铁素体系不锈钢，该技术通过生成马氏体来提高焊接区的强度，从而获得良好的焊接区性能。该技术通过调整化学成分获得一定的马氏体比例，无需Nb、Ti稳定化元素，其C、N含量的范围也比较宽，目的是为了获得马氏体。

公开号为JP04-224657的日本专利申请公开了一种高温强度和焊接热影响部位的韧性优异的铁素体系不锈钢，通过添加Co或复合添加Ti、Co，使所设计钢种的高温强度得到改良，焊接热影响区韧性得到提高。

公开号为JP04-228539的日本专利申请公开了一种高温强度和焊接部位加工性优异的铁素体系不锈钢，通过找出C、N、Nb的成分平衡以及添加Mo来提高设计钢种高温强度，并通过降低C、N含量以及添加V来提高焊接部位的加工性能。

公开号为JP05-033104的日本专利申请公开了一种耐热性、低温韧性和焊接性优异的铁素体系耐热不锈钢，通过复合添加Mo、Cu，并规定Mn/S在200以上，以提高设计钢种的高温强度，其添加Ti、Nb均是为了保证设计钢种的高温强度。

公开号为JP05-070899的日本专利申请公开了一种焊接部位耐腐蚀性优异的铁素体系不锈钢，通过复合添加Ti、Al形成使Al的氧化物更容易形成，在焊接过程中，Al的氧化物可以防止Cr的氧化损失，这样焊接部位的耐蚀性就能够改善。

公开号为JP09-217151的日本专利申请公开了一种焊接性优异的铁素体系不锈钢，通过复合添加Al、Mg以使设计钢种的焊接部位组织实现了等轴晶化、细晶化，以改善焊接部位的延展性和韧性。

公开号为JP01-081940的日本专利申请公开了一种焊接部分耐腐蚀性优异的铁素体系不锈钢，通过增加Cr、Mo，并复合添加Ti、Al以及添加适量的Cu来提高设计钢种焊接部位的耐腐蚀性能。

公开号为JP2002-121653的日本专利申请公开了一种冷加工性、耐腐蚀性、切削性、可焊接性均优的铁素体不锈钢及其制造方法，通过微量添加Si来提高可焊性，并通过添加Nb和规定(C+N)的下限来确保Nb碳氮化物的析出量，从而获得焊接部位的晶粒细化。

但以上现有技术的铁素体不锈钢都不能达到水处理***行业对含钼型铁素体不锈钢焊接区高韧性的要求。

发明内容

本发明的目的在于提供一种焊接区具有优良韧性的含钼型铁素体不锈钢。

为了实现上述目的，本发明的铁素体不锈钢，其化学成分重量百分比为：C：0.004～0.012％、N：0.008～0.020％、(C+N)≤0.030％、Si：0.10～0.50％、Mn≤0.50％、Cr：17.00～22.50％、Mo：1.70～2.50％、Nb：0.15～0.45％、Ti：0.20×10^-4×(Cr)/(N)～0.25％，O：0.005～0.010％，其余为不可避免的杂质和平衡元素Fe。

优选地，Mn：0.10～0.50％。

优选地，本发明的成分还满足：(Nb)/(Ti)的值在1.5～4；(Nb+Ti)/(C+N)的值在12～22。

本发明的另一个目的是提供一种含钼型铁素体不锈钢的制造方法。

为实现该目的，本发明通过控制成分和工艺范围，制造出其焊接区具有优良韧性的含钼型铁素体不锈钢。本发明钢是一种Nb、Ti双稳定化、并且含有Mo的铁素体不锈钢板，其焊接区具有优良韧性。

本发明的含钼型铁素体不锈钢制造方法，包括：

(1)将重量百分比为C：0.004～0.012％、N：0.008～0.020％、(C+N)≤0.030％、Si：0.10～0.50％、Mn≤0.50％、Cr：17.00～22.50％、Mo：1.70～2.50％、Nb：0.15～0.45％、Ti：0.20×10^-4×(Cr)/(N)～0.25％，O：0.005～0.010％，其余为不可避免的杂质和平衡元素Fe，优选地，Mn：0.10～0.50％，优选地，还满足：(Nb)/(Ti)的值在1.5～4；(Nb+Ti)/(C+N)的值在12～22的成分通过电炉-AOD-VOD三步法进行冶炼；

(2)通过加热，将连铸坯或模铸坯的温度控制在1000～1100℃；

(3)在800℃以上完成热轧，热轧后冷却，优选地，在800～860℃完成热轧；

(4)热轧卷在950～1050℃完成连续退火，连续退火制度为0.5～1.5min/mm，即每1mm厚度退火时间为0.5～1.5min；退火后进行酸洗；

(5)冷轧的累积压下率≥70％，冷轧后进行连续退火，退火温度为950～1050℃，连续退火制度为0.5～1.5min/mm；退火后进行酸洗。

优选地，冷轧的累积压下率为70～85％。

本发明的又一个目的是提供一种上述制造方法制造的含钼型铁素体不锈钢冷轧板。

本发明对象的铁素体不锈钢的成分限定理由如下：

C含量：C虽然对耐腐蚀性有害，但从强度角度考虑还需要有一定含量。如果C含量非常低，低于0.004％，生产成本就提高；而如果含量超过0.010％，则在加工性、韧性下降的同时，由于在焊接状态C和Cr等结合，形成Cr的化合物(Cr₂₃C₆和Cr₇C₃等)而产生贫Cr区，导致这些区域的耐腐蚀性显著下降。因此，把它限定在0.004～0.012％。

Cr含量：Cr是使铁素体不锈钢具有铁素体组织并具有良好耐蚀性的合金元素。铁素体不锈钢在氧化性介质中，铬能使不锈钢的表面上迅速生成氧化铬(Cr₂O₃)钝化膜。铁素体不锈钢的不锈性和耐蚀性的获得是由于在介质作用下，铬促进了钢的钝化并使钢保持稳定钝化态的结果。Cr对铁素体不锈钢性能影响最大的是耐蚀性，主要表现在提高钢的耐氧化性介质和酸性氯化物介质的性能。Cr还提高钢耐局部腐蚀性，比如晶间腐蚀、点腐蚀、缝隙腐蚀以及某些条件下应力腐蚀的性能。如果低于15.0％就达不到中铬铁素体所具有的足够的耐腐蚀性，而如果超过25.0％，则钢材的韧性、延展性会下降。因此，把它限定在17.00～22.50％。

Mo含量：Mo的重要作用在于提高铁素体不锈钢的耐点蚀和耐缝隙腐蚀性能，促进铁铬合金的钝化，提高不锈钢的耐蚀性能。但Mo含量过高会提高铁素体不锈钢冷轧态的应力腐蚀敏感性，因此，把它限定在1.70～2.50％，低于1.70％时，耐蚀性提高有限，但超过2.50％时，母材和焊接部位的延展性、韧性就会降低。

Mn含量：Mn的添加是作为脱氧元素的，可以提高不锈钢液的纯净度，提高冷轧带钢的表面质量，但如果Mn超过0.50％，其容易和S结合形成可溶性硫化物MnS，使耐腐蚀性低下，因此，把它限定在0.50％以下。优选地，Mn：0.10～0.50％。

Si含量：Si是添加作为脱氧剂和强化元素的，如果低于0.10％其效果就不充分，而如果超过0.50％，则在冲击韧性降低的同时，还会使焊接时熔融不够。因此，把它限定在0.10～0.50％。

N含量：N如上所述，在焊接时和Ti结合起来，有助于焊接部分的细晶化，并由此改善韧性、延展性，为确保其效果，需要含有0.008％以上，但如含有超过0.02％，也会和Cr结合使耐腐蚀性降低。因此，把它限定在0.008～0.020％。

Ti含量：Ti是有力的碳氮化物生成元素，特别是在焊接时在熔池内形成氮化物，对焊接部分的细晶化起着主要作用。从实验中得知，焊接部分的细晶化依赖Ti、N、Cr的含量。Ti含量的下限用0.20×10^-4×(Cr)/(N)来表示。此外，Ti含量过高会造成稳定化比过高，析出相的含量会过多。另外，超过0.25％含量的Ti也会在一定程度上损害钢板的表面质量。Ti和Cr、N的关系式保证了在焊接加热的过程中产生TiN的析出相以保证焊接区等轴晶比例，从而满足焊接区韧性的要求。

Nb含量：Nb和C结合起来，专门抑制焊接部分的碳化物析出，使耐腐蚀性提高。但添加超过0.45％，就使母材和焊接部分的延展性、韧性遭到破坏。

O含量：O含量在0.005％以上，作为表面活性元素，加深焊接金属的熔透性，有助于提高焊接性以及来自焊道形状的焊接部的延展性。但是，O量超过0.010％，反而阻碍了焊接部位的延展性、韧性。因此，把它限定在0.005～0.010％。

(Nb)/(Ti)的值在1.5～4，该值的规定是为了限定Nb和Ti之间的最优关系，这种关系不仅能满足焊接区的等轴晶比例，同时也能保证母材的表面质量。

(Nb+Ti)/(C+N)的值在12～22，该值的规定是为了避免在母材或焊接过程中由于碳氮化物的析出而导致晶间腐蚀的发生。

对不同成分的铁素体系不锈钢进行不用焊接材料的钨极氩弧焊，检查其焊接部位组织、延展性、韧性，调查钢材成分元素对它们所造成的影响。其结果跟传统的观点不同，明确了不是把母材的N含量压低，而是把它保持在一个恰当的水平，添加与此对应的适量的Ti，就可以使焊接部分组织实现等轴晶化和细晶化，因此，焊接部位的延展性、韧性可以大幅改善，并且，通过限定Cr、N、Ti之间的关系来控制析出情况。

也就是说，本发明成分范围构成的铁素体系不锈钢，可以实现钨极氩弧焊等焊接过程对母材焊接部位的细晶化，焊接部位的延展性、韧性也可以随之提高。

本发明针对一种铁素体不锈钢的成分和生产工艺的要求，在设计工艺时主要采取以下技术方案：

将上述化学成分通过电炉-AOD-VOD三步法进行冶炼，可以保证钢液的纯净度及C、N等元素的含量；

通过加热，连铸坯或模铸坯的温度控制在1000～1100℃，使铁素体组织均匀化，加热温度的设定，其目的是为了防止由于过高的温度导致连铸坯或铸坯的晶粒粗化，影响最终成品的力学和表面性能；如果温度过低，就不能保证热轧的终轧温度而导致变形抗力的增大；

在800℃以上完成热轧，较高的终轧温度可以部分消除加工硬化，热轧后冷却；

热轧终轧后在950～1050℃完成连续退火，连续退火制度为0.5～1.5min/mm，也就是按照每mm厚度退火时间为0.5～1.5min控制退火时间。退火温度过低或退火时间过短，容易导致不能完全再结晶；而退火温度过高或退火时间过长，容易导致晶粒粗化；退火后进行酸洗。

再进行冷轧，冷轧的累积压下率≥70％，保证最终成品的成形性能和表面质量。冷轧后进行连续退火，退火温度为950～1050℃，连续退火制度为0.5～1.5min/mm，也就是按照每mm厚度退火时间为0.5～1.5min控制退火时间。退火温度过低或退火时间过短，容易导致不能完全再结晶；而退火温度过高或退火时间过长，容易导致晶粒粗化。退火后进行酸洗。

本发明针对水处理***行业对于铁素体不锈钢焊接区高韧性的要求，通过降低C、N含量来保证设计钢种的耐蚀性，但对于N的控制和C是有所区别的；采用Nb、Ti双稳定化，控制热轧、冷轧、后处理工艺来控制材料的Nb、Ti第二相析出，通过在焊接区凝固过程中析出TiN第二相颗粒，一方面固定住N，减小Cr₂N的析出倾向，另一方面将TiN作为形核质点增加了焊接区中等轴晶的比例，从而改善焊接区的韧性。

与现有技术相比，本发明对含钼型铁素体不锈钢的成分和生产工艺进行限定，使含钼型铁素体不锈钢的焊接区解决晶粒粗大的问题，提高焊接区的延展性，能够满足水处理***行业对于铁素体不锈钢焊接区高韧性的要求。本发明是不用焊接材料的焊接部位韧性优良的铁素体系不锈钢，可以考虑不用填丝的钨极氩弧焊、电阻焊、激光焊、等离子弧焊等焊接方法。

附图说明

图1a和图1b是两种不含Ti元素的含钼型铁素体不锈钢对比例的显微照片，其组织主要为柱状晶。

图2是实施例中含Ti元素而且满足本发明成分要求的含钼型铁素体不锈钢的显微照片，其组织主要为等轴晶，该组织有利于焊接区韧性的提高。

图1、2中标注的放大倍数为50倍。

具体实施方式

以下通过具体实施例进一步详细说明本发明。

实施例1

如表1中实施例1所示的成分并按照表2中实施例1所示的工艺进行制造，即电炉-AOD-VOD三步法冶炼，并进行连铸，连铸坯加热到1100℃，进行热轧，终轧温度为820℃，热轧后进行1020℃温度下，1.2min/mm时间的退火，再进行冷轧，冷轧压下率为70％，冷轧后进行1020℃温度下，1.2min/mm时间的退火，退火后进行酸洗。

按照GB4156-84《金属杯突试验方法(厚度0.2～2mm)》方法测定本实施例得到的铁素体不锈钢冷轧板母材杯突值和焊接区杯突值，结果如表3所示，母材杯突值为10.57mm，焊接区杯突值为9.24mm，这说明本实施例钢板的焊接区具有优良的韧性。

实施例2

如表1中实施例2所示的成分并按照表2中实施例2所示的工艺进行制造，即电炉-AOD-VOD三步法冶炼，并进行连铸，连铸坯加热到1090℃，进行热轧，终轧温度为850℃，热轧后进行980℃温度下，0.7min/mm时间的退火，再进行冷轧，冷轧压下率为75％，冷轧后进行980℃温度下，0.7min/mm时间的退火，退火后进行酸洗。

再按照GB4156-84《金属杯突试验方法(厚度0.2～2mm)》方法测定本实施例的冷轧板母材杯突值和焊接区杯突值，结果如表3所示，母材杯突值为10.89mm，焊接区杯突值为9.53mm，这说明本实施例钢板的焊接区具有优良的韧性。

实施例3

如表1中实施例3所示的成分并按照表2中实施例3所示的工艺进行制造，即电炉-AOD-VOD三步法冶炼，并进行连铸，连铸坯加热到1050℃，进行热轧，终轧温度为800℃，热轧后进行1050℃温度下，1.5min/mm时间的退火，再进行冷轧，冷轧压下率为79％，冷轧后进行1050℃温度下，1.5min/mm时间的退火，退火后进行酸洗。

再按照GB4156-84《金属杯突试验方法(厚度0.2～2mm)》方法测定本实施例的冷轧板母材杯突值和焊接区杯突值，结果如表3所示，母材杯突值为11.03mm，焊接区杯突值为9.68mm，这说明本实施例钢板的焊接区具有优良的韧性。

实施例4

如表1中实施例4所示的成分并按照表2中实施例4所示的工艺进行制造，即电炉-AOD-VOD三步法冶炼，并进行连铸，连铸坯加热到1000℃，进行热轧，终轧温度为860℃，热轧后进行950℃温度下，0.5min/mm时间的退火，再进行冷轧，冷轧压下率为81％，冷轧后进行950℃温度下，0.5min/mm时间的退火，退火后进行酸洗。

再按照GB4156-84《金属杯突试验方法(厚度0.2～2mm)》方法测定本实施例的冷轧板母材杯突值和焊接区杯突值，结果如表3所示，母材杯突值为10.36mm，焊接区杯突值为9.53mm，这说明本实施例钢板的焊接区具有优良的韧性。

实施例5

如表1中实施例5所示的成分并按照表2中实施例5所示的工艺进行制造，即电炉-AOD-VOD三步法冶炼，并进行连铸，连铸坯加热到1095℃，进行热轧，终轧温度为800℃，热轧后进行1050℃温度下，1.5min/mm时间的退火，再进行冷轧，冷轧压下率为80％，冷轧后进行1050℃温度下，1.5min/mm时间的退火，退火后进行酸洗。

再按照GB4156-84《金属杯突试验方法(厚度0.2～2mm)》方法测定本实施例的冷轧板母材杯突值和焊接区杯突值，结果如表3所示，母材杯突值为10.89mm，焊接区杯突值为9.21mm，这说明本实施例钢板的焊接区具有优良的韧性。

实施例6

如表1中实施例6所示的成分并按照表2中实施例6所示的工艺进行制造，即电炉-AOD-VOD三步法冶炼，并进行连铸，连铸坯加热到1080℃，进行热轧，终轧温度为830℃，热轧后进行1000℃温度下，1.3min/mm时间的退火，再进行冷轧，冷轧压下率为85％，冷轧后进行1000℃温度下，1.3min/mm时间的退火，退火后进行酸洗。

再按照GB4156-84《金属杯突试验方法(厚度0.2～2mm)》方法测定本实施例的冷轧板母材杯突值和焊接区杯突值，结果如表3所示，母材杯突值为10.98mm，焊接区杯突值为9.86mm，这说明本实施例钢板的焊接区具有优良的韧性。

实施例7

如表1中实施例7所示的成分并按照表2中实施例7所示的工艺进行制造，即电炉-AOD-VOD三步法冶炼，并进行连铸，连铸坯加热到1060℃，进行热轧，终轧温度为820℃，热轧后进行1020℃温度下，1.2min/mm时间的退火，再进行冷轧，冷轧压下率为75％，冷轧后进行1020℃温度下，1.2min/mm时间的退火，退火后进行酸洗。

再按照GB4156-84《金属杯突试验方法(厚度0.2～2mm)》方法测定本实施例的冷轧板母材杯突值和焊接区杯突值，结果如表3所示，母材杯突值为10.09mm，焊接区杯突值为9.12mm，这说明本实施例钢板的焊接区具有优良的韧性。

实施例8

如表1中实施例8所示的成分并按照表2中实施例8所示的工艺进行制造，即电炉-AOD-VOD三步法冶炼，并进行连铸，连铸坯加热到1100℃，进行热轧，终轧温度为850℃，热轧后进行980℃温度下，0.7min/mm时间的退火，再进行冷轧，冷轧压下率为70％，冷轧后进行980℃温度下，0.7min/mm时间的退火，退火后进行酸洗。

再按照GB4156-84《金属杯突试验方法(厚度0.2～2mm)》方法测定本实施例的冷轧板母材杯突值和焊接区杯突值，结果如表3所示，母材杯突值为10.12mm，焊接区杯突值为9.09mm，这说明本实施例钢板的焊接区具有优良的韧性。

综上所述，采用本发明的成分和工艺所获得的含钼型铁素体不锈钢，其焊接区韧性优良，可以适用于水处理***行业中对钢种焊接区韧性要求较高的场合，具有良好的发展前景。

虽然以上通过具体实施例对本发明进行了详细说明，但不仅仅限于这些实施例，在不脱离本发明构思的前提下，还可以更多变化或改进的其他实施例，而这些变化和改进都属于本申请的权利要求要求保护的范围。

表2实施例的工艺

实施例	加热温度(℃)	热轧终轧温度(℃)	退火温度(℃)	热轧连续退火制度(min/mm)	冷轧累计变形率(％)	退火温度(℃)	冷轧连续退火制度(min/mm)
								1	1100	820	1020	1.2	70	1020	1.2
2	1090	850	980	0.7	75	980	0.7
								3	1050	800	1050	1.5	79	1050	1.5
4	1000	860	950	0.5	81	950	0.5
								5	1095	800	1050	1.5	80	1050	1.5
6	1080	830	1000	1.3	85	1000	1.3
								7	1060	820	1020	1.2	75	1020	1.2
8	1100	850	980	0.7	70	980	0.7

表3实施例的性能

实施例	母材杯突值(mm)	焊接区杯突值(mm)
			1	10.57	9.24
2	10.89	9.53
			3	11.03	9.68
4	10.36	9.53
			5	10.89	9.21
6	10.98	9.86
			7	10.09	9.12
8	10.12	9.09

注：含钼型铁素体不锈钢的母材杯突值≥10mm，焊接区杯突值≥9mm表示焊接区韧性优良。

Claims

1.一种含钼型铁素体不锈钢的制造方法，包括：

将重量百分比计的化学成分为：C：0.004～0.012％、N：0.008～0.020％、(C+N)≤0.030％、Si：0.10～0.50％、Mn≤0.50％、Cr：17.00～22.50％、Mo：1.70～2.50％、Nb：0.15～0.45％、Ti：0.20×10^-4×(Cr)/(N)～0.25％，O：0.005～0.010％，(Nb)/(Ti)的值在1.5～4，(Nb+Ti)/(C+N)的值在12～22，其余为不可避免的杂质和平衡元素Fe的成分，通过电炉-AOD-VOD三步法进行冶炼；

连铸或模铸；

加热控制连铸坯或模铸坯的温度为1000～1100℃；

在800℃以上完成热轧，热轧后冷却；

热轧卷在950～1050℃完成连续退火，退火后进行酸洗；

冷轧的累积压下率≥70％，冷轧后进行连续退火，退火温度为950～1050℃，退火后进行酸洗。

2.如权利要求1所述的含钼型铁素体不锈钢的制造方法，其特征在于，Mn：0.10～0.50％。

3.如权利要求1所述的含钼型铁素体不锈钢的制造方法，其特征在于，Ti：0.050～0.250％。

4.如权利要求1所述的含钼型铁素体不锈钢的制造方法，其特征在于，在800～860℃完成热轧。

5.如权利要求1所述的含钼型铁素体不锈钢的制造方法，其特征在于，热轧卷连续退火制度为0.5～1.5min/mm，即每mm厚度加热时间为0.5～1.5min。

6.如权利要求1所述的含钼型铁素体不锈钢的制造方法，其特征在于，冷轧的累积压下率为70～85％。

7.如权利要求1所述的含钼型铁素体不锈钢的制造方法，其特征在于，冷轧后的连续退火制度为0.5～1.5min/mm。

8.如权利要求1所述的方法制造的含钼型铁素体不锈钢冷轧板。