CN103459639A

CN103459639A - 耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN103459639A
Application number: CN2012800158527A
Authority: CN
Inventors: 滨田纯一; 神野宪博; 井上宜治
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2011-03-29
Filing date: 2012-03-28
Publication date: 2013-12-18
Also published as: JP2012207252A; KR20130107371A; EP2692889B1; JP5659061B2; KR101557463B1; WO2012133573A1; EP2692889A4; US20140023550A1; EP2692889A1

Abstract

本发明提供一种在950℃下的耐热性和常温的加工性优良的铁素体系不锈钢板，其是一种耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量%计，含有C：0.02%以下、N：0.02%以下、Si：超过0.1%且在1.0%以下、Mn：0.5%以下、P：0.02～0.10%、Cr：13.0～20.0%、Nb：0.5～1.0%、Cu：1.0～3.0%、Mo：1.5～3.5%、W：2.0%以下、B：0.0001～0.0010%、以及Al：0.01～1.0%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，且将Mo＋W设定为2.0～3.5%。

Description

耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法

技术领域

本发明特别涉及最适合于需要高温强度和耐氧化性的排气***构件等的使用的耐热性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法。

背景技术

汽车的排气歧管、前段管以及中心管等排气***构件由于通过由发动机排出的高温排放气体，因而构成排气构件的材料要求耐氧化性、高温强度、热疲劳特性等多种多样的特性。

以往，汽车排气构件一般使用铸铁，但从排放气体限制的强化、发动机性能的提高、以及车体轻量化等角度考虑，已经使用不锈钢制排气歧管了。排放气体温度依车的种类和发动机结构的不同而不同，但一般的汽油车以700～900℃左右居多，在这样的温度区域长时间使用的环境中，要求具有较高的高温强度以及耐氧化性的材料。

在不锈钢中，奥氏体系不锈钢虽然耐热性以及加工性优良，但其热膨胀系数较大，因而在适用于如排气歧管那样反复接受加热和冷却的构件的情况下，容易产生热疲劳破坏。

另一方面，铁素体系不锈钢与奥氏体系不锈钢相比，其热膨胀系数较小，热疲劳特性和耐氧化皮剥离性优良。另外，与奥氏体系不锈钢相比，由于不含有Ni，因而材料成本也便宜，可以通常地使用。但是，铁素体系不锈钢与奥氏体系不锈钢相比，由于其高温强度较低，因而开发了使高温强度得以提高的技术。例如，有日本工业标准（JIS：JapanIndustrial Standard）的SUS430J1（Nb添加钢）、Nb-Si添加钢、SUS444（Nb-Mo添加钢），都以Nb的添加为前提。这是通过Nb的固溶强化或者析出强化而提高高温强度的钢。

除Nb以外，作为有助于高温强度提高的合金，专利文献1～4公开了进行Cu的添加或者Cu-V的复合添加的技术。专利文献1中的Cu添加所研究的是为提高低温韧性而添加0.5%以下，并不是从耐热性的角度考虑而进行的添加。在专利文献2～4中，公开了利用Cu析出物的析出强化而提高600℃或者700～800℃的温度区域下的高温强度的技术。在专利文献1～2以及专利文献5～7中，作为高温特性优良的铁素体系不锈钢，公开了含有B的钢。

这些现有技术都是可以适用于排放气体温度直至850℃这一情况的技术，耐热性最为优良的SUS444不能适应于在超过900℃的排放气体气氛中具有高温强度、热疲劳以及耐氧化性的情况。从近年来的地球环境保护的角度考虑，一般认为具有使汽车的排放气体高温化而提高燃油效率的动向，由此使排放气体温度上升至950℃。在此情况下，用现有的钢难以构成排气歧管。

作为排放气体的高温化对策，专利文献8～13公开了涉及添加W的铁素体系不锈钢的技术。W作为提高高温强度的元素是为人所知的，但W的添加使加工性（拉伸率）变差，从而存在部件加工变得困难的问题和成本方面的课题。另外，W在高温下与Fe结合而以后述的Laves相的方式析出，因而在Laves相粗大化的情况下，存在不能有效地提高耐热性的课题。另外，专利文献14以及15虽然公开了通过规定所添加的Mo和W之和Mo＋W而确保铁素体系不锈钢的高温强度的技术，但仍然没有避免Laves相的粗大化的担心。也就是说，在如排气歧管那样接受与发动机的启动和停止相伴的热循环的情况下，就会产生在长时间使用阶段使高温强度显著降低而发生热疲劳破坏的危险性。也就是说，在现有的材料中，即使高温强度优良，也有因长时间使用而引起Laves相或ε-Cu等析出物的粗大化，从而使热疲劳特性劣化的担心。作为给予不良影响的析出物的例子，在专利文献16中，记载着通过含有P而使FeTiP析出，从而产生不良影响，因此，有必要将P含量抑制在较低的水平。但是，在专利文献17中，虽然规定P在铁素体系不锈钢中对高温高强度化（固溶强化）是有用的，从而含有直至0.1重量%的P，但并没有公开含有高P的实施例。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2006-37176号公报

专利文献2：国际公开WO2003/004714号公报

专利文献3：日本专利第3468156号公报

专利文献4：日本专利第3397167号公报

专利文献5：日本特开平9-279312号公报

专利文献6：日本特开2000-169943号公报

专利文献7：日本特开平10-204590号公报

专利文献8：日本特开2009-215648号公报

专利文献9：日本特开2009-235555号公报

专利文献10：日本特开平2005-206944号公报

专利文献11：日本特开平2008-189974号公报

专利文献12：日本特开平2009-120893号公报

专利文献13：日本特开平2009-120894号公报

专利文献14：日本特开2009-197306号公报

专利文献15：日本特开2009-197307号公报

专利文献16：日本特开2000-336462号公报

专利文献17：日本专利第3021656号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明提供一种尤其可以在排放气体的最高温度为950℃的热环境下使用、且耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢。

用于解决课题的手段

本发明的目的在于：为解决上述的课题，提供一种取得了包括P在内的各种固溶元素的平衡，通过使各种析出物分散而提高高温特性，而且常温加工性也优良的排气歧管用铁素体系不锈钢板。也就是说，本发明涉及使析出物微细化和固溶强化达到平衡的新的铁素体系不锈钢板及其制造方法。

本发明人就950℃下的高温强度的表现性、热疲劳寿命的提高、异常氧化的抑制以及常温延展性进行了详细的研究。其结果是，获得了如下的见解。也就是说，本发明在将Mo和W控制为适当量、且添加规定量的Cu作为析出强化元素时，通过确保在950℃生成的析出物的量，且控制析出形态，使析出强化有效地表现出来。另外，本发明通过组合由Nb、Mo以及W产生的固溶强化，可以尽可能抑制延展性的降低，同时确保耐热性。具体地说，将通过复合添加Nb、Mo以及W而生成的被称之为Laves相的金属间化合物、以及通过添加Cu而生成的ε-Cu活用作为高温的析出强化。在将这些单独析出的钢材长时间曝露于高温气氛的情况下，将会产生析出物的粗大化，因而析出强化能力仅在极短时间发挥作用。其结果是，钢材的热疲劳寿命不会提高而在短时间内发生破坏。于是，本发明人发现：通过利用Fe和P的化合物作为析出位点，上述的Laves相以及ε-Cu在晶粒内均质地微细析出，其结果是，析出强化长时间保持稳定，从而热疲劳寿命得以提高。再者，本发明人发现：通过活用由固溶Nb、Mo以及W产生的固溶强化，高温特性得到进一步的提高。除此以外，本发明人还发现：通过将Mo＋W和Cu的添加量规定在规定的范围，便可以兼顾热疲劳寿命和常温延展性。由此，在排放气体的最高温度为950℃的温度区域，能够提供一种具有较高的耐热性和部件加工的自由度、且可靠性高的铁素体系不锈钢板。此外，Mo＋W是以质量%计的Mo添加量和W添加量之和。

也就是说，本发明的要旨如下所述。

（1）一种耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量%计，含有C：0.02%以下、N：0.02%以下、Si：超过0.1%且在1.0%以下、Mn：0.5%以下、P：0.02～0.10%、Cr：13.0～20.0%、Nb：0.5～1.0%、Cu：1.0～3.0%、Mo：1.5～3.5%、W：2.0%以下、B：0.0001～0.0010%、以及Al：0.01～1.0%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，且Mo＋W为2.0～3.5%。

（2）根据上述（1）所述的耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量%计，含有选自Ti：0.05～0.4%、V：0.05～1.0%、Zr：0.05～1.0%、Sn：0.05～0.5%以及Ni：0.05～1.0%之中的1种以上。

（3）一种耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：在制造上述（1）或（2）所述的铁素体系不锈钢板时，在热轧卷取后1小时以内进行水冷处理，省略热轧板退火而实施冷轧以及退火。

（4）一种耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：在制造上述（1）或（2）所述的铁素体系不锈钢板时，在热轧卷取后1小时以内进行水冷处理，在700～950℃的未再结晶区域进行热轧板退火，然后实施冷轧以及退火。

在此，对于没有规定下限者，意味着含有直至不可避免的杂质水平。

发明的效果

根据本发明，可以得到一种耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板，其适用于以往的铁素体系不锈钢板的使用困难的、曝露于950℃的气氛中的排放气体路径部件。

附图说明

图1是表示Mo＋W对最高温度为950℃的热疲劳特性所产生的影响的图示。

图2是表示Mo＋W对常温的断裂拉伸率所产生的影响的图示。

图3是表示Mo＋W对950℃的连续氧化试验的耐氧化性所产生的影响的图示。

具体实施方式

下面就本发明进行说明。文中的“%”只要没有特别说明，就意味着质量%。

C使成形性和耐蚀性劣化，带来高温强度的降低，因而其含量越少越好。因此，C量设定为0.02%以下。但是，过度的降低导致精炼成本的增加，因而优选为0.001～0.009%。

N与C同样，使成形性和耐蚀性劣化，带来高温强度的降低，因而其含量越少越好。因此，N量设定为0.02%以下。但是，过度的降低导致精炼成本的增加，因而优选为0.003～0.015%。

Si是作为脱氧剂有用的元素，而且是改善高温强度和耐氧化性的元素。高温强度以及耐氧化性随着Si量的增加而提高，其效果在超过0.1%时表现出来。特别地，在Mo以及W复合添加的情况下，其效果变得显著。然而，过度的添加使常温延展性降低，因而将其上限设定为1.0%。另外，考虑到制造性，优选为0.2～0.5%。

Mn是作为脱氧剂而添加的元素，而且有助于在600～800℃左右的温度区域（中温区域）的高温强度的上升。但是，超过0.5%的添加在高温下形成为Mn系氧化物表层，从而容易产生氧化皮附着力问题和异常氧化。特别地，在复合添加Mo以及W的情况下，具有随着Mn量容易产生异常氧化的倾向。因此，将其上限设定为0.5%以下。再者，考虑到钢板制造中的酸洗性以及常温延展性，优选为0.05～0.2%。

P是对控制Laves相以及ε-Cu的析出重要的元素。通常，一般认为P从加工性的角度考虑，优选尽可能降低。但在本发明中，形成Fe和P的化合物，并以该化合物为核，在950℃下使Laves相以及ε-Cu微细分散析出，且即使在高温下长时间保持，也可以防止这些析出物的粗大化。在Laves相或ε-Cu于母相的铁素体晶粒内以及晶界单独析出的情况下，除了早期粗大化，从而使析出强化能力降低以外，还在热疲劳过程中使龟裂的起点和龟裂传播加速。但是，在以Fe和P的化合物为核的微细分散析出的作用下，可以抑制高温强度的降低，从而使热疲劳寿命得以提高。在以专利文献14以及15为代表的许多献中，P为使韧性降低的元素，因而其含量越低越好。然而，在如本发明那样，P与作为析出物的Laves相以及ε-Cu共存的情况下，P与这些析出物相互作用而使析出物微细化。而且通过使这些析出物微细化，使高温疲劳特性得以提高。以往，P作为不可避免的杂质而进行处理，因而关于P对高温疲劳的影响，没有进行过详细的研究。由P产生的析出物的微细化从0.02%开始表现出来，因而P的下限设定为0.02%。另外，超过0.10%的添加使常温延展性极端降低，因而将其上限设定为0.10%。再者，考虑到钢板制造时的酸洗性，优选为0.028～0.080%。

Cr在本发明中，是为确保耐氧化性以及耐蚀性所必须的元素。低于13%时，尤其不能确保耐氧化性，超过20%时，带来加工性的降低和韧性的劣化，因而设定为13～20%。再者，考虑到制造性以及高温延展性，优选为16～18%。

Nb是对由固溶强化以及析出物微细化强化产生的高温强度的提高所必须的元素。另外，使C以及N以碳氮化物的形式固定，也具有有助于制品板的对耐蚀性以及r値产生影响的再结晶织构的发达的作用。950℃下的强度主要是固溶强化，但在复合添加Mo以及W的情况下，Nb也具有有助于Laves相的微细析出、而且促进成为Laves相的析出位点的Fe和P的化合物生成的效果。可以认为其原因在于：在制品阶段FeNbP于晶粒内析出，并以此为核而使Laves相微细析出，同时抑制Laves相的粗大化。微细的Laves相对高温强度和热疲劳寿命的提高是有效的，该效果在添加0.5%以上时表现出来。另一方面，过度的添加使均匀拉伸率降低，因而设定为0.5～1.0%。再者，考虑到焊接区的晶界腐食性和焊接开裂性、以及制造性和制造成本，优选为0.5～0.6%。

Cu虽然有助于由ε-Cu析出产生的析出强化，但为了确保有助于950℃下的高温强度的析出量，需要添加1.0%以上，因而将其下限设定为1.0%。再者，ε-Cu析出物如前所述，与Fe-P系析出物相互作用，相互微细地分散。这一点与专利文献16存在很大的不同。另一方面，Cu是使常温延展性显著降低的元素，添加超过3.0%时，钢板的总拉伸率不会达到通常的加压成形所需要的30%，因而将其上限设定为3.0%。再者，考虑到制造性以及耐氧化性，优选为1.2～2.0%。

Mo是作为950℃下的固溶强化有效的元素，同时生成Laves相（Fe₂Mo）而带来析出强化的作用。这些效果在1.5%以上时表现出来，但过度的添加使合金成本升高，而且在添加超过3.5%时使常温延展性和耐氧化性显著劣化，因而将其设定为1.5～3.5%。再者，考虑到制造性，优选为1.5～2.7%。

W也与Mo同样，是作为950℃下的固溶强化有效的元素，同时生成Laves相（Fe₂W）而带来析出强化的作用。特别地，在Nb以及Mo复合添加的情况下，Fe₂（Nb，Mo，W）的Laves相析出，但在添加W时，该Laves相的粗大化受到抑制而使析出强化能力得以提高。可以认为其原因在于：W的扩散以及成为Fe₂（Nb，Mo，W）的析出位点的FeP化合物与W的相互作用。再者，如前所述，通过与Fe-P系析出物的共存而具有使这些Laves相变得微细的倾向。也就是说，Cu析出物、Laves相以及Fe-P系这3种析出物相互产生影响，从而微细地分散析出，阻止粗大化，以致有助于高温疲劳特性的提高。也就是说，Mo、W以及P的复合添加也与专利文献16有很大的不同。

图1表示了Mo以及W的添加对具有17.3%Cr-0.005%C-0.010%N-0.03%P-0.55%Nb-1.5%Cu-0.0004%B-0.03%Al的成分组成的钢材的热疲劳寿命的影响。在此，热疲劳寿命的测定将由2mm厚的钢板制作的φ38.1×厚2mm的焊接管作为试验片来进行。试验条件是一边将约束系数（变形量相对于自由热膨胀的比例）保持在20%，一边进行热循环（最低温度为200℃，最高温度为950℃，在最高温度下的保持时间为2分钟）。然后，在龟裂贯通试验片时，对循环数进行测量。在该试验中，将寿命在2000个循环以上的图示为合格（图中的○），将低于2000个循环的图示为不合格（图中的×）。

另外，作为常温的加工性，制作JIS13号B试验片，进行与轧制方向平行的方向的拉伸试验，从而测定了断裂拉伸率。图2表示了Mo和W的添加对该成分体系在常温下的总拉伸率的影响。在采用压力加工制造排气部件时，断裂拉伸率通常需要30%以上。因此，将能够得到30%以上的断裂拉伸率的情况图示为○，将低于30%的情况图示为×。

再者，作为耐氧化性试验，在大气中于950℃下进行200小时的连续氧化试验，评价了发生异常氧化或氧化皮剥离的有无（按照JISZ2281）。图3表示了Mo和W的添加对该成分体系在950℃下的耐氧化性的影响。将没有发生异常氧化以及氧化皮剥离的情况图示为○，将发生异常氧化以及氧化皮剥离的情况图示为×。

由图1～图3可知：为了满足热疲劳寿命、常温延展性以及耐氧化性，将Mo＋W的范围设定为2.0～3.5%，而且将Mo设定为1.5%以上是有效的。另外，过度的W的添加使成本升高，而且使常温延展性降低，因而将W的上限设定为2.0%。再者，考虑到制造性、低温韧性以及耐氧化性，W添加量优选为1.5%以下，Mo＋W量优选为2.1～2.9%。

B是提高制品的压力加工时的2次加工性的元素。另外，本发明通过B的添加，抑制了Cu析出物、Laves相以及FeP化合物的粗大化，从而使高温环境下的使用时的强度稳定性得以提高。可以认为其原因在于：在冷轧板退火工序中，B于再结晶处理时在晶界偏析，从而在此后曝露于高温环境时，析出的上述析出物难以在晶界析出，从而促进在晶粒内的微细析出。由此，表现出析出强化的长期稳定性，抑制强度的降低，从而使热疲劳寿命得以提高。该效果在0.0001%以上时表现出来，但过度的添加招致硬质化，使晶界腐食性以及耐氧化性劣化，除此以外还产生焊接裂纹，因而设定为0.0001～0.0010%。再者，考虑到耐蚀性以及制造成本，优选为0.0001～0.0004%。

Al除了作为脱氧元素添加以外，还是提高耐氧化性的元素。另外，作为固溶强化元素，对于提高600～700℃下的强度是有用的。其作用从0.01%开始稳定地表现出来，但过度的添加将发生硬质化而使均匀拉伸率显著降低，除此以外还使韧性显著降低，因而将其上限设定为1.0%。再者，考虑到表面缺陷的发生、焊接性以及制造性，优选为0.01～0.2%。

再者，根据需要还可以含有以下的成分。

Ti是与C、N以及S结合而提高耐蚀性、耐晶界腐食性、常温延展性以及深拉深性的元素，可根据需要添加。这些效果从0.05%以上开始表现出来，但通过添加超过0.4%，除固溶Ti量增加而使常温延展性降低以外，还形成粗大的Ti系析出物，成为扩孔加工时发生开裂的起点，从而使压力加工性劣化。另外，耐氧化性也发生劣化，因而Ti添加量设定为0.4%以下。再者，考虑到表面缺陷的发生以及韧性，优选为0.05～0.2%。

V是提高耐蚀性的元素，可根据需要添加。该效果在添加0.05%以上时稳定地表现出来，但添加超过1%时，析出物粗大化而使高温强度降低，除此以外还使耐氧化性劣化，因而将其上限设定为1%。再者，考虑到制造成本以及制造性，优选为0.08～0.5%。

Zr与Ti和Nb同样，是碳氮化物形成元素，是提高耐蚀性以及深拉深性的元素，因而根据需要添加。这些效果在0.05%以上时表现出来，但通过添加超过1.0%而使制造性的劣化变得显著，因而设定为0.05～1.0%。再者，考虑到成本和表面品质，优选为0.1～0.6%。

Sn是提高耐蚀性的元素，为了提高中温区域的高温强度，可根据需要添加。这些效果在0.05%以上时表现出来，但如果添加超过0.5%，则使制造性显著降低，因而设定为0.05～0.5%。再者，考虑到耐氧化性以及制造成本，优选为0.1～0.5%。

Ni是提高耐酸性和韧性的元素，可根据需要添加。这些效果在0.05%以上时表现出来，但如果添加超过1.0%，则使成本升高，因而设定为0.05～1.0%。再者，考虑到制造性，优选为0.1～0.5%。

下面就制造方法进行说明。本发明的钢板的制造方法具有炼钢-热轧-酸洗-冷轧-退火和酸洗的各工序。在炼钢中，优选的是将含有所述必须成分以及根据需要添加的选择成分的钢用转炉熔炼，接着进行2次精炼的方法。熔炼的钢水采用公知的铸造方法（连续铸造）而成为板坯。板坯采用常规方法，加热至规定的温度，用连续轧制热轧成规定的板厚。热轧采用由多个机架构成的热轧机进行轧制，然后进行卷取。

在本发明中，为了提高热轧板韧性，优选在卷取后进行卷材水冷。本发明的钢由于添加了各种合金，因而热轧板韧性容易降低，在下一工序有时产生钢板断裂等故障。作为其原因，可以列举出晶粒的粗大化、Cu簇状物的生成、以及Cr的二相分离。因此，为了确实解决这些原因，将卷材直接浸渍在池中而进行水冷。但是，从卷取到水冷的时间超过1小时时，没有韧性改善效果，因而将从卷取到水冷的时间设定为1小时以内。该时间优选为20分钟以内。另外，卷取温度并没有特别的规定，但从组织微细化的角度考虑，优选为400～750℃。

从组织的均质化以及软化的角度考虑，热轧板退火通常加热至再结晶温度。然而，再结晶组织的晶粒变得粗大，因而热轧退火板的韧性往往成为问题。于是，在本发明中，优选的是省略热轧板退火、或者在成为未再结晶的温度下进行热处理，通过组织的微细化而确保韧性。本发明的钢的再结晶温度为1000℃以上，但在获得了再结晶组织的情况下，往往使晶粒粗大化，韧性降低，从而在卷材通行时产生钢板的断裂。在省略热轧板退火的情况下，以具有组织的不均匀性的状态供给冷轧，但即使在这样的情况下，在冷轧板退火后也可以得到整粒组织（regulatedconstitution：或均匀组织）。另外，冷轧原材料即使硬质也可以冷轧，由于在热轧阶段可以得到微细加工晶粒，因而韧性不成问题。另外，本发明由于形成亚晶粒，因而除去加工应变可以得到亚晶粒组织，从而能够防止由变形孪晶的发生引起的韧性降低。该效果由于是通过在700～950℃的温度区域进行热处理而得到的，因而热轧板退火温度优选为700～950℃。再者，从酸洗性的角度考虑，优选在750～900℃进行热处理。在本发明中，没有特别规定保持时间以及冷却速度，但从生产率的角度考虑，保持时间优选为20秒以内，冷却速度优选为10℃/sec以上。

冷轧后的退火是为得到再结晶组织而实施的。具有本发明的成分组成的钢的再结晶温度为1000～1100℃，因而在加热至该温度范围后，进行冷却。Cu、Nb、Mo以及W虽然在冷却过程中生成ε-Cu以及Laves相，但如果冷却速度慢，则过度析出ε-Cu以及Laves相，往往带来高温强度以及常温延展性的降低，因此，优选尽可能保持固溶状态。因此，直至实施盐处理或者中性盐电解处理的400℃的冷却速度优选设定为10℃/sec以上。考虑到生产率以及酸洗性，冷却速度优选为20～100℃/sec。另外，冷却方法可以适当选择为气水冷却以及水冷等。

关于其它工序的条件，并没有特别的规定，但热轧板厚以及冷轧板退火气氛等可以加以适当的选择。另外，在冷轧、退火后，即使实施调质轧制以及张力平整中的至少任一种也没关系。再者，关于制品板厚，也可以根据要求构件厚度来选择。

（实施例）

熔炼表1所示的成分组成的钢并将其铸造成板坯，然后热轧板坯而制成5mm厚的热轧卷材。此时，板坯加热温度设定为1250℃，精轧温度设定为850～950℃，卷取温度设定为450～750℃。在热轧卷取后1小时以内对卷材进行水冷，然后省略热轧板退火或者在700～900℃实施热处理。其后，对卷材进行酸洗，并冷轧至2mm的厚度，实施退火、酸洗而形成制品板。此时，为了使结晶粒度号码在5～7左右，冷轧板的退火温度设定为1000～1100℃。在加热至该温度后，为了抑制由ε-Cu以及Laves相的生成而产生的常温延展性的降低，将直至400℃的冷却速度设定为20～100℃/sec而进行冷却，从而形成制品板。从这样得到的制品板中，采用前述方法进行热疲劳试验、常温的断裂拉伸率以及连续氧化试验的测定，并实施与图1～3同样的判定。关于表1中的○以及×，以与图1～3同样的判定基准表示。此外，所谓结晶粒度号码，是指由JIS G0551规定的奥氏体结晶粒度。

正如由表1所表明的那样，可知在采用上述的通常方法制造具有本发明所规定的成分组成的钢的情况下，与比较例相比较，其热疲劳特性、常温拉伸率以及耐氧化特性优良。也就是说，在最高温度为950℃的热疲劳试验中，表现出2000个循环以上的特性，而且在常温下的断裂拉伸率高达30%以上。因此，在本发明的铁素体系不锈钢板中，已经确认其压力加工性优良，即使在950℃的连续氧化试验中也不会产生异常氧化和氧化皮的剥离。比较钢的No.11以及12因C和N偏离上限，因而热疲劳、拉伸率以及耐氧化性均较差。No.13因Si偏离下限，因而热疲劳、拉伸率以及耐氧化性均较差。No.14因Mn偏离上限，因而热疲劳、拉伸率以及耐氧化性均较差。No.15因P偏离下限，因而热疲劳特性较差。No.16因P偏离上限，因而热疲劳特性和常温加工性较差。No.17因Cr偏离下限，因而耐氧化性较差，以异常氧化部为起点而使热疲劳破坏早期发生。No.18因Nb偏离下限，因而高温强度不足而使热疲劳寿命较短。No.19因Nb偏离上限，所以因Laves相的粗大析出而使热疲劳特性以及加工性较差。No.20因Cu偏离下限，因而高温强度不足而使热疲劳寿命较短。No.21因Cu过剩添加而使热疲劳特性良好，但常温延展性以及耐氧化性较差。No.22因Mo偏离下限，因而高温强度不足而使热疲劳寿命较短，同时耐氧化性也较差。No.23因Mo过剩添加，使加工性和耐氧化性较差。No.24因W偏离上限，因而拉伸率不足，而且耐氧化性也较差。No.25因B偏离上限，因而所有的特性均较差。No.26以及27分别因Al和Ti偏离上限，因而加工性较差。No.28以及30分别因V和Sn偏离上限，因而加工性和耐氧化性较差。No.29以及31分别因Zr和Ni偏离上限，因而加工性较差。

在表1所示的成分组成的钢中，关于钢No.1～6，在热轧中改变卷取后至卷材水冷的时间、热轧板退火温度、以及冷轧板退火时改变至400℃的冷却速度而制造，评价了热轧板或者热轧退火板的韧性，测定了冷轧退火板的常温拉伸率。在此，热轧的加热温度设定为1250℃，精轧温度设定为900℃，在400～750℃的范围进行卷取处理，然后使直至卷材水冷的时间发生变化。另外，改变热轧板退火温度，然后实施冷轧直至2mm的厚度，再实施冷轧板退火。此时，在冷却时改变从最高温度至400℃的冷却速度。关于热轧板或者热轧退火板的韧性评价，制作在宽度方向加工有缺口的V型缺口夏比试验片，在常温下进行夏比冲击试验，将能够得到20J/cm²以上的冲击值的情况设定为合格（表中的A），将低于20J/cm²的情况设定为稍稍不优选（表中的B）。另外，冷轧退火板的常温拉伸率采用前述的方法进行评价。结果如表2的No.41～50所示。

表2

下划线表示在本发明的优选范围外

正如由表2所表明的那样，可知对于本发明在优选的制造条件下制造的No.41～46，制造过程的韧性较高，从而可以得到加工性优良的制品板。另一方面，关于偏离本发明的优选条件的No.47以及48，由于不实施热轧板的卷材水冷处理，因而热轧板韧性较低。另外，No.49以及50的热轧板退火温度在优选范围外，热轧退火板的韧性较低。它们在钢板制造时往往产生板断裂。

此外，上述的情况只不过例示了本发明的实施方式，本发明可以在权利要求书所记载的范围内进行各种变更。

产业上的可利用性

如上所述，根据本发明，可以提供适合于曝露在950℃的气氛下的排放气体路径部件、且耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板。因此，本发明在环境对策、和排放气体路径部件的低成本化等方面发挥作用，在产业上是有用的。

Claims

1.一种耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量%计，含有C：0.02%以下、N：0.02%以下、Si：超过0.1%且在1.0%以下、Mn：0.5%以下、P：0.020～0.100%、Cr：13.0～20.0%、Nb：0.5～1.0%、Cu：1.0～3.0%、Mo：1.5～3.5%、W：2.0%以下、B：0.0001～0.0010%、以及Al：0.01～1.0%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，且Mo＋W为2.0～3.5%。

2.根据权利要求1所述的耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量%计，含有选自Ti：0.05～0.4%、V：0.05～1.0%、Zr：0.05～1.0%、Sn：0.05～0.5%以及Ni：0.05～1.0%之中的1种以上。

3.一种耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：在制造权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢板时，在热轧卷取后1小时以内进行水冷处理，省略热轧板退火而实施冷轧以及退火。

4.一种耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：在制造权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢板时，在热轧卷取后1小时以内进行水冷处理，在700～950℃的未再结晶区域进行热轧板退火，然后实施冷轧以及退火。