專利名稱：加工性優良的含鉻耐熱鋼板及其制造方法
技術領域：
本發明特別涉及作為要求高溫強度和抗氧化性的汽車排氣系統部件最佳的加工性優良的含鉻耐熱鋼板及其制造方法。
背景技術：
汽車的排氣歧管和消音器等排氣系統部件要求高溫強度和抗氧化性，使用含Cr的耐熱鋼。上述部件通過沖壓加工原材料鋼板而被制造，因此對原材料鋼板要求沖壓成形性。
另一方面，上述部件的使用環境溫度逐年高溫化。作為對策，對于原材料鋼板需要增加Cr、Mo、Nb等的合金添加量以提高高溫強度。
但是，在添加元素增加時，采用單純的制造方法原材料鋼板的加工性下降，有時不能沖壓成形原材料鋼板。
對于原材料鋼板，為了提高沖壓成形性指標r值，增大冷軋壓下率是有效的，但是上述排氣部件是以比較厚的厚板材(厚度1.5～2mm左右)作為原材料鋼板使用，因此在冷軋鋼板的厚度受到某種程度限制的目前制造工序中，不能充分地確保冷軋壓下率。
所以，在不損害高溫特性的情況下、提高沖壓成形性指標r值借以解決上述問題，對于成分組成和制造方法，曾經動了不少腦筋。
從前，為了提高含Cr的耐熱鋼的加工性，例如象特開平09-279312號公報所公開的那樣，使用調整成分組成的方法，但只是成分組成的調整，對于冷軋壓下率下降到比較低而制造的較厚的板材，不能解決沖壓裂紋等問題。
此外，特開2002-30346號公報曾經公開從熱軋精軋開始溫度、熱軋精軋終止溫度以及Nb含量與熱軋板退火溫度的關系，規定最佳的熱軋板退火溫度。但是，特別由于參與Nb系析出物的元素(C、N、Cr、Mo等)的影響，只是規定熱軋板退火溫度有時不能得到充分的加工性。
而且，特開平8-199235號公報曾經公開對熱軋板進行1小時或以上的時效處理的方法，但是該方法存在工業上的制造效率顯著低下的缺點。
發明內容
本發明的目的在于解決從前技術的課題、提供加工性優良的含Cr耐熱鋼板及其制造方法。
為了解決上述課題，本發明者關于含Cr耐熱鋼板的加工性就其成分組成、制造過程的組織、以及組織中的析出物等進行了詳細地研究。
解決上述課題的本發明的要旨如下(1)一種加工性優良的含Cr耐熱鋼板，其特征在于以質量％計含有C0.001～0.010％、Si0.01～0.60％、Mn0.05～0.60％、P0.01～0.04％、S0.0005～0.0100％、Cr14～19％、N0.001～0.020％、Nb0.3～1.0％、Mo0.5～2.0％、余量為Fe以及不可避免的雜質，板厚中心部位的X射線強度比{111}/({100}+{211})在2或以上。
(2)根據上述(1)所述的加工性優良的含Cr耐熱鋼板，其特征在于以質量％計還含有Cu0.5～3.0％、W0.01～1.0％、Sn0.01～1.00％之中的1種或2種或以上。
(3)根據上述(1)或(2)所述的加工性優良的含Cr耐熱鋼板，其特征在于以質量％計還含有Ti0.01～0.20％、Al0.005～0.100％、Mg0.0002～0.0100％、B0.0003～0.001％之中的1種或2種或以上。
(4)一種加工性優良的含Cr耐熱鋼板的制造方法，其特征在于所用的鋼以質量％計含有C0.001～0.010％、Si0.01～0.60％、Mn0.05～0.60％、P0.01～0.04％、S0.0005～0.0100％、Cr14～19％、N0.001～0.020％、Nb0.3～1.0％、Mo0.5～2.0％、根據需要還含有Cu0.5～3.0％、W0.01～1.0％、Sn0.01～1.00％之中的1種或2種或以上、和/或Ti0.01～0.20％、Al0.005～0.100％、Mg0.0002～0.0100％、B0.0003～0.001％之中的1種或2種或以上、余量為Fe以及不可避免的雜質，所述制造方法包括對所述鋼在熱軋加熱溫度為1000～1150℃、精軋終止溫度為600～800℃下進行熱軋、在卷繞溫度為500℃或以下進行卷繞、接著將卷繞的熱軋鋼板于900～1000℃下加熱后，以30℃/sec或以上的速度冷卻到300℃，然后施以酸洗、冷軋和退火。
(5)一種加工性優良的含Cr耐熱鋼板的制造方法，其特征在于所用的鋼以質量％計含有C0.001～0.010％、Si0.01～0.60％、Mn0.05～0.60％、P0.01～0.04％、S0.0005～0.0100％、Cr14～19％、N0.001～0.020％、Nb0.3～1.0％、Mo0.5～2.0％、根據需要還含有Cu0.5～3.0％、W0.01～1.0％、Sn0.01～1.00％之中的1種或2種或以上、和/或Ti0.01～0.20％、Al0.005～0.100％、Mg0.0002～0.0100％、B0.0003～0.001％之中的1種或2種或以上、余量為Fe以及不可避免的雜質，所述制造方法包括對所述鋼在熱軋加熱溫度為1000～1150℃、精軋終止溫度為600～800℃下進行熱軋、在卷繞溫度為500℃或以下進行卷繞、接著使卷繞的熱軋鋼板再結晶后于900～1000℃下保溫60sec或以上，然后以30℃/sec或以上的速度冷卻到300℃，其后施以酸洗、冷軋和退火。
(6)一種加工性優良的含Cr耐熱鋼板的制造方法，其特征在于所用的鋼以質量％計含有C0.001～0.010％、Si0.01～0.60％、Mn0.05～0.60％、P0.01～0.04％、S0.0005～0.0100％、Cr14～19％、N0.001～0.020％、Nb0.3～1.0％、Mo0.5～2.0％、根據需要還含有Cu0.5～3.0％、W0.01～1.0％、Sn0.01～1.00％之中的1種或2種或以上、和/或Ti0.01～0.20％、Al0.005～0.100％、Mg0.0002～0.0100％、B0.0003～0.001％之中的1種或2種或以上、余量為Fe以及不可避免的雜質，所述制造方法包括對所述鋼在熱軋加熱溫度為1000～1150℃、精軋終止溫度為600～800℃下進行熱軋、在卷繞溫度為500℃或以下進行卷繞、接著將卷繞的熱軋鋼板于750～950℃下保溫1～30小時，然后以30℃/sec或以上的速度冷卻到300℃，其后施以酸洗、冷軋和退火。
圖1是表示制品板的{111}/({100}+{211})與r值的關系圖。
圖2是表示板坯的加熱溫度與制品板的r值的關系圖。
圖3是表示熱軋板退火條件與制品板的r值的關系圖。
圖4是表示熱軋板退火條件與制品板的r值的關系圖。
具體實施例方式
對于本發明進行詳細說明。
首先，就有關本發明的成分組成的限定理由進行說明。其中％的意思為質量百分比。
C使加工性和耐腐蝕性劣化，因此其含量越少越好。所以，上限確定在0.010％。但是，過分地降低，會引起精煉成本的增加，因此下限確定在0.001％。而且，若考慮制造成本和耐腐蝕性，在0.002～0.005％較為理想。
Si有時作為脫氧元素而添加，但也是固溶強化元素，因此就材質而言其含量越少越好。所以，上限確定在0.60％。另一方面，為了確保抗氧化性，下限確定在0.01％。但是，過分地降低會引起精煉成本的增加，因此下限在0.30％較為理想。而且，若考慮材質，上限在0.50％較為理想。
Mn與Si一樣是固溶強化元素，因此就材質而言其含量越少越好。所以，上限確定在0.60％。另一方面，為了確保氧化皮的密著性，下限確定在0.05％。但是，過分地降低會引起精煉成本的增加，因此下限在0.30％較為理想。而且，若考慮材質，上限在0.50％較為理想。
P與Mn和Si一樣是固溶強化元素，因此就材質而言其含量越少越好。所以，上限確定在0.04％。但是，過分地降低會引起精煉成本的增加，因此下限確定在0.01％。而且，若考慮制造成本和耐腐蝕性，在0.02～0.03％較為理想。
S從材質和耐腐蝕性的觀點出發越少越好。所以，上限確定在0.0100％。但是，過分地降低，會引起精煉成本的增加，因此下限確定在0.0005％。而且，若考慮制造成本和耐腐蝕性，在0.0020～0.0060％較為理想。
Cr為了提高耐腐蝕性以及抗氧化性，添加14％或以上是必要的。但是，超過19％的添加，除了導致韌性的劣化和鋼板的制造性惡化外，鋼板的材質也劣化。所以，Cr的含量確定在14～19％。而且，從確保耐腐蝕性與高溫強度的觀點出發，在14～18％較為理想。
N與C一樣使加工性和耐腐蝕性劣化，因此其含量越少越好。所以，上限確定在0.020％。但是，過分地降低會引起精煉成本的增加，因此下限確定在0.001％。而且，若考慮制造成本、加工性以及耐腐蝕性，在0.004～0.010％較為理想。
Nb從固溶強化以及析出強化的觀點出發，其是用于提高高溫強度所必要的元素。并且Nb以碳氮化物固定C和N，影響制品板的再結晶結構的成長即X射線強度比{111}/({100}+{211})。Nb的上述作用在0.3％或以上才能顯現，因此下限確定在0.3％。
并且，在本發明中，控制冷軋前的Nb析出物(特別以Fe、Cr、Nb、Mo為主成分的金屬互化物拉維斯相)使加工性提高，因此為了固定C、N需要足夠量的Nb，其效果在1.0％達到飽和，所以上限確定在1.0％。而且，若考慮制造成本和制造性，在0.4～0.7％較為理想。
Mo在使耐腐蝕性提高的同時，用于抑制高溫氧化，對于耐熱鋼而言是必要的元素。并且也是拉維斯相的生成元素，為了控制拉維斯相的生成使加工性提高，在0.5％或以上是必要的。
即，Mo不足0.5％時，不會析出用于使再結晶結構成長所必需的拉維斯相，制品板的X射線強度比{111}/({100}+{211})不增加。所以，Mo的下限確定在0.5％。
但是，過多的添加會造成韌性劣化和延伸率的下降，因此上限確定在2.0％。而且，若考慮制造成本和制造性，在1.0～1.5％較為理想。
Cu在使耐腐蝕性提高的同時，提高高溫強度，因此可根據需要添加。在Cu添加0.5％或以上時，由于Cu析出物ε-Cu的作用，也可能使X射線強度比({111}/({100}+{211}))增加，因此下限確定在0.5％。
但是，過多的添加會造成延伸率的下降和制造性的劣化，因此上限確定在3.0％。而且，若考慮制造成本和制造性，在1.0～2.0％較為理想。
W用于提高高溫強度，根據需要添加，但其作用在0.01％或以上才能顯現，因此下限確定在0.01％。但是，過多的添加會使制造性和加工性降低，因此上限確定在1.0％。而且，若考慮高溫特性和制造成本，在0.05～0.5％較為理想。
Sn在晶界偏析可提高高溫強度的同時，使再結晶溫度降低，因此，根據需要添加，但其作用在0.01％或以上才能顯現，因此下限確定在0.01％。但是，過多的添加引起加工性的劣化和制造時表面缺陷的發生，因此上限確定在1.00％。而且，若考慮高溫特性和制造成本，在0.05～0.50％較為理想。
Ti與C、N、S結合使耐腐蝕性、耐晶界腐蝕性以及深沖性(也稱為深拉伸性)進一步提高，因此根據需要添加。使X射線強度比{111}/({100}+{211})增加的作用在0.01％或以上才能顯現，因此下限確定在0.01％。
并且，通過與Nb復合添加使高溫強度提高，對抗氧化性的提高也有利。但是，過多的添加引起煉鋼過程的制造性降低和在冷軋工序的缺陷的發生，或者由于固溶Ti的增加導致材質的劣化，因此上限確定在0.20％。而且，若考慮制造成本，在0.03～0.10％較為理想。
Al有時作為脫氧元素添加，但在0.005％或以上才顯現其作用，因此下限確定在0.005％。另一方面，0.100％或以上的添加會造成延伸率的下降以及焊接性和表面質量的劣化，因此上限確定在0.100％。而且，若考慮精煉成本，在0.010～0.070％較為理想。
Mg與Al一起作脫氧劑使用，在鋼液中形成Mg氧化物，此外以微細結晶的Mg氧化物為核，使Nb和Ti系析出物微細析出。這些析出物在熱軋工序微細析出時，于熱軋工序以及熱軋板退火工序該微細析出物成為再結晶核，得到非常微細的再結晶組織，X射線強度比{111}/({100}+{211})增加，冷軋退火板的加工性飛躍性地提高。該提高效果從0.0002％或以上才能顯現，因此下限確定在0.0002％。
但是，過多的添加會造成焊接性的降低等，因此上限確定在0.0100％。而且，若考慮精煉成本，在0.0005～0.0020％較為理想。
B改善冷加工性和制品的2次加工性，因此添加0.0003％或以上，在超過0.001％而添加時，使延展性和深沖性劣化，因此上限確定在0.001％，較為理想是在0.0005～0.0010％。
其次，就X射線強度比與r值的關系進行說明。
眾所周知，加工性的指標r值與再結晶結構有相關性。一般地，在提高{111}晶面方位與{100}晶面方位之比({111}/{100})時r值提高，但是在本發明，也以其它方位存在的影響為前提做調查，對于r值的提高，發現也有必要考慮{211}晶面方位。
以下，根據附圖進行說明。
圖1表示對于含Cr耐熱鋼板(0.003C-0.5Si-0.5Mn-0.02P-0.001S-14.5Cr-0.6Nb-1.4Mo-0.01N)影響沖壓裂紋的冷軋退火板的板厚中心部位的X射線強度比{111}/({100}+{211})與平均r值的關系。
其中，橫軸的X射線強度比，是在冷軋退火板的板厚中心部位于各結晶面測定X射線反射強度，由與無方位性試料的強度比計算求得。
并且，縱軸的平均r值，是從冷軋退火板切取JIS13號B拉伸試片，在軋制方向、與軋制方向成45°方向、以及與軋制方向成90°方向分別施以15％的應變后用公式(1)以及(2)計算求得。
r＝ln(W0/W)/ln(t0/t) (1)式中W0拉伸前的板寬；W拉伸后的板寬；t0拉伸前的板厚；t拉伸后的板厚。
平均r值＝(r0+2r45+r90)/4 (2)式中r0軋制方向的r值；r45與軋制方向成45°方向的r值；r90與軋制方向成垂直方向的r值。
從圖1知道X射線強度比{111}/({100}+{211})與r值成比例關系，在X射線強度比{111}/({100}+{211})增加時r值提高。X射線強度比在2或以上(圖中PI的范圍)時，平均r值在1.4或以上，加工性處于一般的排氣系統部件的加工能夠充分進行的水平。
本發明者除了成分組成以及X射線強度比以外，對制造方法也進行了研討。特別對熱軋條件和熱軋板退火條件的影響進行研究，發現通過控制Nb系析出物來提高r值。
圖2表示對于熱軋板厚為5.0mm、卷繞溫度為500℃、熱軋板退火溫度為950℃、冷軋板厚為1.5mm以及冷軋板退火溫度1050℃的條件下制造的含Cr耐熱鋼板(0.003C-0.5Si-0.5Mn-0.02P-0.001S-14.5Cr-0.6Nb-1.4Mo-0.01N)，熱軋加熱溫度和精軋終止溫度對平均r值的影響。
在圖2中○內的數字是平均r值。從圖2，知道熱軋加熱溫度在1000～1150℃、精軋終止溫度在600～800℃能夠得到1.4或以上的r值(參照圖中斜線區)。
如果偏離本發明的范圍，在制造過程不能得到適宜的析出物，因此對于冷軋退火板，X射線強度比偏離優選的范圍，不能得到優選的r值。
在加熱溫度不足1000℃和/或精軋終止溫度不足600℃(參照圖中以箭頭表示時的區域)時，由于與熱軋輥的粘熔引起的缺陷顯著發生，表面質量嚴重劣化，同時以表面缺陷為起點在沖壓時產生裂紋。因此，加熱溫度和精軋終止溫度的下限分別確定在1000℃和600℃。
對于本發明，r值提高的理由是由于在低溫進行熱軋、使累積應變增大，在后部工序的退火工序促進再結晶而在低溫下能夠得到微細再結晶的緣故。另外，是由于在本發明的成分系中，Nb系析出物的析出溫度在1200℃或以下，因此在熱軋中以微細析出的Nb系析出物為核，母相內被導入加工應變的緣故。
這樣，根據熱軋中累積應變的觀點，要求精軋后的卷繞溫度應該在低溫進行，以增大累積應變。所以，在低溫下卷繞較好。在卷繞溫度為500℃或以下時累積應變不會恢復，因此將卷繞溫度確定在500℃或以下。但是，過分地低溫化引起卷材形狀的不良，因此在400～500℃較為理想。
一般地，為了使鐵素體組織再結晶，確保所要求的材質等，進行熱軋板退火。r值提高的基本冶金原理在于冷軋前于熱軋退火板將鐵素體組織微細化，在冷軋時容易導入晶界的應變，在冷軋板退火時使提高r值的結晶方位(例如{111}<112>)成長。
但是，在本發明中，即使借助于熱軋板退火也得不到再結晶組織，發現通過控制Nb析出物的析出量和尺寸，r值得到了提高。
圖3表示對板坯加熱溫度為1150℃、卷繞溫度為500℃、熱軋板厚為5.0mm、冷軋板厚為1.5mm、以及冷軋板退火溫度為1050℃的條件制造的含Cr的耐熱鋼(0.003C-0.5Si-0.5Mn-0.02P-0.001S-14.5Cr-0.6Nb-1.4Mo-0.01N)的熱軋板進行退火、并以30℃/sec或以上的速度冷卻到300℃的場合，熱軋板退火溫度與冷軋退火板的平均r值的關系。
從圖3知道將熱軋板加熱到900～1000℃，通過以30℃/sec或以上的速度冷卻到300℃，冷軋退火板的r值達到1.4或以上(參照圖中PI的范圍)。
該熱軋板的再結晶溫度是1050℃(參照圖中Tre)，盡管在900～1000℃為非再結晶組織，平均r值也較高。其理由是因為尤其在其后的冷軋板退火時于Nb析出物(Nb(C，N)、拉維斯相)中析出足夠量和足夠尺寸的拉維斯相而促進再結晶的緣故。
在偏離本發明的范圍(圖中PI的范圍)時，于制造過程不能得到適宜的析出物，其結果對于冷軋退火板，X射線強度比偏離優選的范圍，不能得到優選的r值。
此外，在高于1000℃的溫度下退火熱軋板時，大部分Nb系析出物固溶，在冷軋板的退火時再次析出，由此顯著地延緩鐵素體相的再結晶，抑制了提高r值的再結晶方位的成長。
另一方面，在不足900℃進行熱軋板的退火時，0.1μm或以下的微細的鐵素體相大量析出，在其后的冷軋板在退火時微細的拉維斯相起著阻礙再結晶的釘扎作用，顯著地延遲了鐵素體相的再結晶。
在冷卻時為了不使微細的拉維斯相析出，冷卻速度越快越好，在30℃/sec或以上的冷卻速度即可。
熱軋板的再結晶溫度隨合金成分的不同而變化。并且，由于與其它特性的關系，有時要求使熱軋板再結晶。本發明者在此時于再結晶溫度以上進行熱處理，然后為了控制上述的拉維斯相，發現在900～1000℃的加熱-保溫的方法是有效的。
圖4表示對板坯加熱溫度為1150℃、卷繞溫度為500℃、熱軋板厚為5.0mm、熱軋板加熱溫度為1100℃、冷軋板厚為1.5mm、以及冷軋板退火溫度為1050℃的條件制造的含Cr的耐熱鋼(0.003C-0.5Si-0.5Mn-0.02P-0.001S-14.5Cr-0.6Nb-1.4Mo-0.01N)的熱軋板進行退火、并以30℃/sec或以上的速度冷卻到300℃的場合，熱軋板退火溫度的保溫時間與冷軋退火板的平均r值的關系。
從圖4知道再結晶結束后加熱到900～1000℃、保溫60秒鐘或以上時可以得到平均r值1.4或以上。在偏離本發明的范圍(圖中PI的范圍)時于制造過程不能得到適宜的析出物，其結果對于冷軋退火板，X射線強度比偏離優選的范圍，不能得到優選的r值。
將熱軋板加熱到再結晶溫度以上的方法，無論采用連續熱處理帶鋼的連續式退火方法，或是采用需要長時間的分批式退火方法都沒有關系。在900～1000℃加熱和保溫的方法，采用加熱到再結晶溫度后暫且冷卻到室溫然后再次加熱的方法也可以，采用加熱到再結晶溫度后在冷卻過程保溫的方法也可以。并且，此時由于上述的理由，冷卻到300℃為止的冷卻速度確定在30℃/sec或以上。
如上所述那樣，為了控制Nb析出物的析出量和尺寸，在再結晶溫度以下對熱軋板進行長時間熱處理也可以。尤其在750～950℃保溫1～30小時的場合，Nb析出物成為適宜的析出形態，對提高加工性有利。熱處理采用熱軋板的分批退火也可以，采用熱軋卷繞時的加熱保溫也可以。從生產效率的觀點出發，熱處理溫度在800～900℃、保溫1～10小時較為理想。
其次，就實施例進行說明，實施例中采用的條件是為了證實本發明的實施可能性以及效果而采用的一個條件例，本發明不限于該條件例。只要不脫離本發明的要旨、達到本發明的目的，本發明能夠采用各種各樣的條件。
(實施例)熔煉表1以及表2所示的成分組成的鋼，鑄造成板坯，熱軋該板坯，制成5.0mm厚的熱軋板。然后，對熱軋板進行連續退火、酸洗，冷軋到1.5mm厚，接著施以連續退火、酸洗，制成制品板。表3以及表4表示其制造條件。
從上述制品板切取試片，測定板厚中心部位的X射線強度、r值以及延伸率。X射線強度和r值的測定方法與上述的方法相同。
關于延伸率，從制品板切取JIS13號B試片，沿軋制方向進行拉伸，求出斷裂延伸率。在此，當延伸率不足30％時，即使r值高，制品板也不能承受鼓凸成形，因此30％或以上的延伸率是必要的。
表1
表2
※偏離本發明的數據表3
表4
※偏離本發明的數據從表1和表2知道結果如下。采用具有本發明規定的成分組成的鋼制造的制品鋼板與比較例的制品板相比較，平均r值高，加工性優良。即使成分組成在本發明的范圍，如果X射線強度比偏離本發明的范圍，則不能得到優選的X射線強度，r值不能提高。
而且，在Si、Mn、P、S、Cu以及Ti偏離各自的含量的上限的場合，影響X射線強度的析出物減少，因此盡管X射線強度以及r值滿足本發明的范圍，由于固溶強化和晶界偏析其延伸率顯著降低。
在C和N偏離各自含量的上限時，固溶C、N增加，不能得到希望的X射線強度，同時延伸率降低。Cr、Nb、Mo、Sn以及W是形成金屬互化物或者偏析于晶界的元素，因此其含量偏離本發明規定的含量的上限時，由于微細析出物的大量析出和固溶強化，不能得到希望的X射線強度和延伸率。
但是，關于Nb和Mo，在偏離本發明規定的含量的下限時，拉維斯相不能充分地析出，或者不能充分地固定C、N，因此X射線強度降低，不能得到希望的r值。而且，Mg的過多的添加盡管對X射線強度的影響較小，但是析出物和氧化物過于粗大，造成延伸率的降低。
在表3和表4表示出制造條件的影響，按照本發明的制造方法制造的制品板，平均r值是在1.4或以上、X射線強度比在2或以上的較高的值，加工性優良。
在制造條件偏離本發明規定的范圍時，在制造過程不能得到適宜的析出物，其結果對于冷軋退火板X射線強度比偏離優選的范圍，不能得到優選的r值。
此外，板坯厚度、熱軋板厚度等，適宜地設計即可。并且，對于冷軋，其壓下率、軋輥粗糙度、軋輥直徑、軋制油、軋制道次線路、軋制速度、軋制溫度等，適宜選擇即可。
并且，采用在冷軋途中加入中間退火的2次冷軋法可進一步提高制品板的特性。中間退火和最終退火，在氫氣或氮氣等無氧化氣氛中進行的光亮退火或是在大氣中進行的退火，都沒有關系。
根據本發明，不需要特別的更新設備便能夠高效率地提供加工性優良的含Cr耐熱鋼板。
因此，本發明是有用的發明，產業上的利用可能性大。
權利要求
1.一種加工性優良的含鉻耐熱鋼板，其特征在于以質量％計含有C0.001～0.010％、Si0.01～0.60％、Mn0.05～0.60％、P0.01～0.04％、S0.0005～0.0100％、Cr14～19％、N0.001～0.020％、Nb0.3～1.0％、Mo0.5～2.0％、余量為Fe以及不可避免的雜質，板厚中心部位的X射線強度比{111}/({100}+{211})在2或以上。
2.根據權利要求1所述的加工性優良的含鉻耐熱鋼板，其特征在于以質量％計還含有Cu0.5～3.0％、W0.01～1.0％、Sn0.01～1.00％之中的1種或2種或以上。
3.根據權利要求1或2所述的加工性優良的含鉻耐熱鋼板，其特征在于以質量％計還含有Ti0.01～0.20％、Al0.005～0.100％、Mg0.0002～0.0100％、B0.0003～0.001％之中的1種或2種或以上。
4.一種加工性優良的含鉻耐熱鋼板的制造方法，其特征在于所用的鋼以質量％計含有C0.001～0.010％、Si0.01～0.60％、Mn0.05～0.60％、P0.01～0.04％、S0.0005～0.0100％、Cr14～19％、N0.001～0.020％、Nb0.3～1.0％、Mo0.5～2.0％、根據需要還含有Cu0.5～3.0％、W0.01～1.0％、Sn0.01～1.00％之中的1種或2種或以上、和/或Ti0.01～0.20％、Al0.005～0.100％、Mg0.0002～0.0100％、B0.0003～0.001％之中的1種或2種或以上、余量為Fe以及不可避免的雜質，所述制造方法包括對所述鋼在熱軋加熱溫度為1000～1150℃、精軋終止溫度為600～800℃下進行熱軋、在卷繞溫度為500℃或以下進行卷繞、接著將卷繞的熱軋鋼板于900～1000℃下加熱后，以30℃/sec或以上的速度冷卻到300℃，然后施以酸洗、冷軋和退火。
5.一種加工性優良的含鉻耐熱鋼板的制造方法，其特征在于所用的鋼以質量％計含有C0.001～0.010％、Si0.01～0.60％、Mn0.05～0.60％、P0.01～0.04％、S0.0005～0.0100％、Cr14～19％、N0.001～0.020％、Nb0.3～1.0％、Mo0.5～2.0％、根據需要還含有Cu0.5～3.0％、W0.01～1.0％、Sn0.01～1.00％之中的1種或2種或以上、和/或Ti0.01～0.20％、Al0.005～0.100％、Mg0.0002～0.0100％、B0.0003～0.001％之中的1種或2種或以上、余量為Fe以及不可避免的雜質，所述制造方法包括對所述鋼在熱軋加熱溫度為1000～1150℃、精軋終止溫度為600～800℃下進行熱軋、在卷繞溫度為500℃或以下進行卷繞、接著使卷繞的熱軋鋼板再結晶后于900～1000℃下保溫60sec或以上，然后以30℃/sec或以上的速度冷卻到300℃，其后施以酸洗、冷軋和退火。
6.一種加工性優良的含鉻耐熱鋼板的制造方法，其特征在于所用的鋼以質量％計含有C0.001～0.010％、Si0.01～0.60％、Mn0.05～0.60％、P0.01～0.04％、S0.0005～0.0100％、Cr14～19％、N0.001～0.020％、Nb0.3～1.0％、Mo0.5～2.0％、根據需要還含有Cu0.5～3.0％、W0.01～1.0％、Sn0.01～1.00％之中的1種或2種或以上、和/或Ti0.01～0.20％、Al0.005～0.100％、Mg0.0002～0.0100％、B0.0003～0.001％之中的1種或2種或以上、余量為Fe以及不可避免的雜質，所述制造方法包括對所述鋼在熱軋加熱溫度為1000～1150℃、精軋終止溫度為600～800℃下進行熱軋、在卷繞溫度為500℃或以下進行卷繞、接著將卷繞的熱軋鋼板于750～950℃下保溫1～30小時，然后以30℃/sec或以上的速度冷卻到300℃，其后施以酸洗、冷軋和退火。
全文摘要
本發明提供一種加工性優良的含Cr耐熱鋼板，以質量％計含有C0.001～0.010％、Si0.01～0.60％、Mn0.05～0.60％、P0.01～0.04％、S0.0005～0.0100％、Cr14～19％、N0.001～0.020％、Nb0.3～1.0％、Mo0.5～2.0％、根據需要還含有Cu0.5～3.0％、W0.01～1.0％、Sn0.01～1.00％之中的1種或2種或以上和/或Ti0.01～0.20％、Al0.005～0.100％、Mg0.0002～0.0100％、B0.0003～0.001％之中的1種或2種或以上、余量為Fe以及不可避免的雜質，板厚中心部位的X射線強度比{111}/({100}+{211})在2或以上。
文檔編號C22C38/00GK1692167SQ20038010021
公開日2005年11月2日 申請日期2003年12月12日 優先權日2002年12月12日
發明者濱田純一, 小野直人, 高橋明彥, 小森唯志 申請人:新日鐵住金不銹鋼株式會社