耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板、冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，其特征在于：以質(zhì)量％計，含有C：0.02％以下、Si：0.1～1.0％、Mn：超過0.6％且在1.5％以下、P：0.01～0.05％、S：0.0001～0.0100％、Cr：13.0～20.0％、Mo：0.1～3.0％、Ti：0.005～0.20％、Nb：0.30～1.0％、B：0.0002～0.0050％、Al：0.005～0.50％、N：0.02％以下，剩余部分包括Fe和不可避免的雜質(zhì)；在表層～t/4(t為板厚)的區(qū)域，{111}方位晶粒以面積率計存在20％以上，在t/4～t/2的區(qū)域，{111}方位晶粒以面積率計存在40％以上，而且在整個厚度區(qū)域，{011}方位晶粒以面積率計存在15％以下。
【專利說明】耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板、冷軋基材用鐵素體系不銹 鋼熱軋鋼板及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及最適合使用于特別需要高溫強度和耐氧化性的汽車排氣系統(tǒng)構(gòu)件 等的、加工性優(yōu)良的耐熱鐵素體系不銹鋼冷乳鋼板、冷乳基材用（for cold rolling raw material)鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板及其制造方法。
[0002] 本申請基于2012年3月30日提出的日本專利申請第2012-081998號并主張其優(yōu) 先權(quán)，這里引用其全部內(nèi)容。

【背景技術(shù)】
[0003] 在汽車的排氣歧管和消音器等排氣系統(tǒng)構(gòu)件中，使用要求高溫強度和耐氧化性、 且含有Cr的耐熱鋼。這些排氣系統(tǒng)構(gòu)件往往由鋼板進(jìn)行壓力加工、或者對鋼板進(jìn)行管加工 后采用各種成形加工來進(jìn)行制造，因而要求作為基材的冷軋鋼板的成形性。
[0004] 另一方面，隨著排放氣體溫度的高溫化，構(gòu)件的使用環(huán)境溫度也逐年高溫化，需要 增加 Cr、Mo、Nb等合金添加量而提高高溫強度等。但是，如果添加元素增加，則基材鋼板的 加工性在單純的制造中降低，因而對于復(fù)雜形狀的構(gòu)件往往不能進(jìn)行壓力成形。
[0005] 為提高鐵素體系不銹鋼鋼板的加工性的指標(biāo)即蘭克福特值（r值），采取較大的冷 軋壓下率是有效的，但由于上述的排氣系統(tǒng)構(gòu)件使用較厚（1. 5?2. 5_左右）的冷軋鋼板 作為基材，因而在實施冷軋時的基材厚度受到某種程度的限制的目前的制造工序中，存在 無法充分確保冷軋壓下率的問題。
[0006] 為解決這個問題，就不損害高溫特性而用于提高壓力成形性的指標(biāo)即r值的成分 和制造方法進(jìn)行了探索。
[0007] 為了提高以往的耐熱鐵素體系不銹鋼鋼板的加工性，公開了如專利文獻(xiàn)1那樣進(jìn) 行成分調(diào)整的方法，但僅僅這樣的話，在冷軋壓下率比較低的較厚材料中，存在壓力加工開 裂等問題。
[0008] 專利文獻(xiàn)2為提高r值，根據(jù)熱軋精加工開始溫度、結(jié)束溫度以及Nb含量與熱軋 板退火溫度之間的關(guān)系而規(guī)定了最適合的熱軋板退火溫度，但由于特別涉及Nb系析出物 的其它元素（C、N、Cr、Mo等）的影響，僅僅這樣的話，往往無法得到充分的加工性。
[0009] 另外，專利文獻(xiàn)3公開了一種對熱軋板進(jìn)行1小時以上的時效處理的方法，但在此 情況下，存在工業(yè)制造效率顯著降低的缺點。
[0010] 專利文獻(xiàn)4為了控制板厚中心層的結(jié)晶方位，公開了規(guī)定熱軋和熱軋板退火條件 而得到高r值的含Cr耐熱鋼板的技術(shù)。不過，由于r值不只是由產(chǎn)品的板厚中心層的結(jié) 晶方位來決定，因而往往無法得到充分的加工性。另外，由于熱軋的板坯加熱溫度較低，為 1000?1150°C，因而存在表面缺陷等問題。
[0011] 專利文獻(xiàn)5公開了一種作為加工性優(yōu)良的排氣部件用鐵素體系不銹鋼鋼板，規(guī)定 從最表層到板厚的1/4區(qū)域的結(jié)晶方位的技術(shù)。其特征在于提高與軋制方向成45°方向的 r值和總拉伸率，而且作為其制造方法省略了熱軋板退火，但即使45°方向的r值較高，壓 力成形性也不能得到滿足，而且在省略熱軋板退火的情況下，被稱為皺紋狀變形的表面缺 陷在壓力加工時成為問題，除此以外，在表面缺陷等的制造性方面還留有課題。
[0012] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0013] 專利文獻(xiàn)
[0014] 專利文獻(xiàn)1 :日本特開平9-279312號公報
[0015] 專利文獻(xiàn)2 :日本特開2002-30346號公報
[0016] 專利文獻(xiàn)3 :日本特開平8-199235號公報
[0017] 專利文獻(xiàn)4 :國際公開第2004/53171號
[0018] 專利文獻(xiàn)5 :日本特開2006-233278號公報


【發(fā)明內(nèi)容】

[0019] 發(fā)明所要解決的課題
[0020] 本發(fā)明的目的在于，解決現(xiàn)有技術(shù)的問題，提供加工性優(yōu)良的耐熱鐵素體系不銹 鋼冷軋鋼板、冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板及其制造方法。
[0021] 用于解決課題的手段
[0022] 為解決上述課題，本發(fā)明人對于耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的加工性、特別是r 值的提高，就鋼組成、熱軋工序和冷軋工序各自的制造過程中的組織、析出物進(jìn)行了詳細(xì)的 研究。
[0023] 解決上述課題的本發(fā)明的要點如下：
[0024] 本發(fā)明的第一方式涉及一種耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，其特征在于：以質(zhì) 量％計，含有C :0· 02%以下、Si :0· 1?1. 0%、Μη :超過0· 6%且在1. 5%以下、P :0· 01? 0· 05%、S :0· 0001 ?0· 0100%、Cr :13· 0 ?20. 0%、Μ〇 :0· 1 ?3. 0%、Ti :0· 005 ?0· 20%、 Nb :0· 30 ?1. 0%、B :0· 0002 ?0· 0050%、A1 :0· 005 ?0· 50%、N :0· 02% 以下，剩余部分 包括Fe和不可避免的雜質(zhì)；在將板厚設(shè)定為t的情況下，在表層（表面）?t/4的區(qū)域， {111}方位晶粒以面積率計存在20%以上，在t/4?t/2的區(qū)域，{111}方位晶粒以面積率 計存在40%以上，而且在整個厚度區(qū)域，{011}方位晶粒以面積率計存在15%以下。
[0025] 上述不銹鋼冷軋鋼板的加工性優(yōu)良。在上述第一方式中，所謂表層?t/4的區(qū)域， 是指從鋼板表面到深度t/4的區(qū)域，所謂t/4?t/2的區(qū)域，是指從深度t/4的區(qū)域到板厚 中心的區(qū)域。
[0026] 本發(fā)明的第二方式涉及根據(jù)上述第一方式的耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，其特 征在于：以質(zhì)量％計，進(jìn)一步含有Cu :0· 4?2. 0%、Ni :0· 1?2. 0%、W :0· 1?3. 0%、Zr : 0· 05 ?0· 30%、Sn :0· 05 ?0· 50%、C〇 :0· 05 ?0· 50%、Mg :0· 0002 ?0· 0100%中的 1 種 以上。
[0027] 本發(fā)明的第三方式涉及一種冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板，其是用于制造 上述第一或第二方式的耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱軋 鋼板，其特征在于：在將板厚設(shè)定為t'的情況下，t' /2?t' /4區(qū)域中的組織是未再結(jié) 晶組織。
[0028] 所謂t' /4?t' /2的區(qū)域，是指從深度t' /4的區(qū)域到板厚中心的區(qū)域。上述 第三方式的鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板具有與上述第一或第二方式的耐熱鐵素體系不銹鋼 冷軋鋼板實質(zhì)上相同的組成。
[0029] 本發(fā)明的第四方式涉及一種冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的制造方法，其 是上述第三方式的冷軋基材用鐵素體系熱軋鋼板的制造方法，其特征在于：進(jìn)行板坯（鋼 坯）加熱溫度設(shè)定為1200?1300°C、精軋溫度設(shè)定為800?950°C的熱軋而制成熱軋板， 以500°C以下的卷取溫度對所述熱軋板進(jìn)行卷取，之后，在925?1000°C進(jìn)行所述熱軋板的 退火。
[0030] 上述第四方式中，成為鋼板基材的板坯使用具有與上述第一或第二方式中記載的 鋼板的組成實質(zhì)上相同的組成的材料。
[0031] 本發(fā)明的第五方式涉及一種上述第一或第二方式的耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼 板的制造方法，其特征在于：在將板厚設(shè)定為t'的情況下，將在t' /2?t' /4的區(qū)域中 的組織為未再結(jié)晶組織的冷軋基材用鐵素體系熱軋鋼板以60%以上的壓下率進(jìn)行冷軋而 制成冷軋板，之后，在1000?1KKTC進(jìn)行所述冷軋板的退火。
[0032] 在上述第五方式中，成為冷軋鋼板基材的熱軋鋼板使用具有與在上述第一或第二 方式中記載的冷軋鋼板的組成實質(zhì)上相同的組成的材料。
[0033] 上述耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的制造方法也可以含有冷軋基材用鐵素體 系熱軋鋼板的制造工序。即，本發(fā)明的第六方式涉及根據(jù)上述第五方式的耐熱鐵素體系 不銹鋼冷軋鋼板的制造方法，也可以包含如下的工序：進(jìn)行板坯加熱溫度設(shè)定為1200? 1300°C、精軋溫度設(shè)定為800?950°C的熱軋而制成熱軋板，以500°C以下的卷取溫度對所 述熱軋板進(jìn)行卷取，之后，在925?KKKTC進(jìn)行所述熱軋板的退火，從而制造所述冷軋基材 用鐵素體系熱軋鋼板。在此情況下，成為鋼板基材的板坯使用具有與在上述第一或第二方 式中記載的鋼板的組成實質(zhì)上相同的組成的材料。
[0034] 發(fā)明的效果
[0035] 如上所述，根據(jù)本發(fā)明，在耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板中，通過規(guī)定鋼的成分組 成，同時使熱軋工序、冷軋工序的各條件最優(yōu)化，并控制板厚方向的各區(qū)域的組織，便可以 確保高r值。
[0036] 特別地，在熱軋工序中嚴(yán)格地規(guī)定卷取溫度、熱軋板退火溫度，事先使冷軋工序前 的鋼組織殘留有{111}織構(gòu)，同時形成為抑制了再結(jié)晶的未再結(jié)晶組織，從而即使在之后 的冷軋、退火工序中，也可以較多地生成對r值提高有效地起作用的具有{111}方向的晶 粒，可以得到對加工性有利的再結(jié)晶組織。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0037] 圖1是表示在本實施方式的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板中，表層?t/4(t :板厚）的 區(qū)域中的{111}方位晶粒的面積率與平均r值之間的關(guān)系的圖。
[0038] 圖2是表示在本實施方式的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板中，t/4?t/2 (t :板厚）的 區(qū)域中的{111}方位晶粒的面積率與平均r值之間的關(guān)系的圖。
[0039] 圖3是表示在本實施方式的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板中，整個板厚區(qū)域中的 {011}方位晶粒的面積率與平均r值之間的關(guān)系的圖。
[0040] 圖4是表示本實施方式的熱軋板退火溫度T1與鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板（產(chǎn)品 板）的平均r值之間的關(guān)系的圖。

【具體實施方式】
[0041] (鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板）
[0042] 以下，就本實施方式的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板進(jìn)行詳細(xì)的說明。
[0043] 本實施方式涉及一種鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，其特征在于：以質(zhì)量％計，含有 C :0· 02% 以下、Si :0· 1 ?1. 0%、Μη :超過 0· 6%且在 1. 5% 以下、P :0· 01 ?0· 05%、S : 0. 0001 ?0.0100%、Cr:13.0?20.0%、Mo:0.1?3.0%、Ti:0.005 ?0.20%、Nb:0.30? 1. 0%、B :0· 0002 ?(λ 0050%、A1 :0· 005 ?（λ 50%、N :0· 02% 以下，剩余部分包括 Fe 和不 可避免的雜質(zhì)；在將板厚設(shè)定為t的情況下，在表層?t/4的區(qū)域，具有{111}方位的晶粒 以面積率計存在20%以上，在t/4?t/2的區(qū)域，具有{111}方位的晶粒以面積率計存在 40%以上，而且在整個厚度區(qū)域，具有{011}方位的晶粒以面積率計存在15%以下。
[0044] 在此，所謂表層?t/4的區(qū)域，是指從鋼板表面到深度t/4的區(qū)域，所謂t/4?t/2 的區(qū)域，是指從深度t/4的區(qū)域到板厚中心的區(qū)域。
[0045] 所謂具有{111}方位的晶粒（{111}方位晶粒），是指{111}面與板面（鋼板表面） 平行的晶粒。所謂具有{011}方位的晶粒（{011}方位晶粒），是指{011}面與板面平行的 晶粒。上述的面積率可以表示為與板面垂直、且平行于軋制方向的面中的{111}方位晶粒 的面積率以及{011}方位晶粒的面積率。此外，上述的面積率例如可以通過在鋼板的斷面， 采用電子背散射衍射圖像方法測量結(jié)晶方位的分布而求出。
[0046] 以下，就本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的鋼組成的限定理由進(jìn)行說明。此外， 關(guān)于組成的％的標(biāo)記，在沒有特別說明的情況下是指質(zhì)量％。
[0047] 碳（C):以質(zhì)量％計為0.02%以下
[0048] C由于使加工性、耐蝕性和耐氧化性惡化，因而其含量越少越好，因此將上限設(shè)定 為0. 02%。但是，過度的減少由于導(dǎo)致精煉成本的增加，因而將下限優(yōu)選設(shè)定為0. 001 %。 再者，考慮到制造成本和耐蝕性，C含量優(yōu)選為0. 002%?0. 01%。
[0049] 硅（Si):以質(zhì)量％計為0· 1%?1.0%
[0050] Si除了有時作為脫氧元素添加以外，也是提高鋼的耐氧化性和高溫強度的元素。 另外，由于是促進(jìn)Laves相析出的元素，因而通過添加0. 1 %以上而在熱軋板退火時析出粗 大的Laves相，有助于冷軋板退火時的{111}方位晶粒的發(fā)達(dá)和{011}方位晶粒的抑制，從 而有助于r值的提高。另一方面，過度的添加由于降低常溫延展性而使加工性惡化，因而將 上限設(shè)定為1. 0%。再者，考慮到材質(zhì)和氧化特性，Si含量優(yōu)選為0. 2%?0. 5%。
[0051] 猛（Μη):以質(zhì)量％計超過0. 6 %且在1. 5%以下
[0052] 厘11在高溫下形成厘11〇204和厘11〇，從而提高氧化皮附著力。其效果在超過0.6 (%時 表現(xiàn)出來，因而將下限設(shè)定為超過〇. 6%。另一方面，由于增加氧化增量，因而通過添加超過 1. 5%的量而容易產(chǎn)生異常氧化。在排氣歧管等排氣部件中，如果產(chǎn)生氧化皮剝離和異常氧 化，則例如對催化劑和消音器等后續(xù)的部件產(chǎn)生障礙，或者由于板厚減少而使作為構(gòu)造體 的可靠性降低。再者，考慮到加工性和制造性，Μη含量優(yōu)選為0. 7%?1. 1%。
[0053] 磷（Ρ):以質(zhì)量％計為0· 01%?0· 05%
[0054] Ρ與Si同樣地是固溶強化元素，但由于是對鋼的耐蝕性和韌性有害的元素，因而 材質(zhì)上其含量越少越好，將上限設(shè)定為〇. 05 %。但是，過度的減少由于導(dǎo)致精煉成本的增 力口，因而將下限設(shè)定為0. 01 %。再者，考慮到制造成本和耐氧化性，P含量優(yōu)選為0. ο 15%? 0. 025%。
[0055] 硫⑶：以質(zhì)量％計為0· 0001%?0· 0100%
[0056] S從材質(zhì)、耐蝕性和耐氧化性的角度考慮越少越好，因而將上限設(shè)定為0. 0100%。 特別地，過度的S的添加導(dǎo)致與Ti的化合物的生成，促進(jìn)熱軋退火板的再結(jié)晶和晶粒生長， 從而在熱軋鋼板中無法確保未再結(jié)晶組織，結(jié)果使r值惡化。但是，過度的減少由于導(dǎo)致精 煉成本的增加，因而將下限設(shè)定為0.0001%。再者，考慮到制造成本和耐蝕性，S含量優(yōu)選 為 0· 0010%?0· 0050%。
[0057] 鉻（Cr):以質(zhì)量％計為 13. 0%?20. 0%
[0058] Cr為了提高高溫強度和耐氧化性而需要添加13%以上，但20%以上的添加除了 因韌性惡化而使鋼板的制造性變差以外，材質(zhì)也發(fā)生惡化。因此，Cr的范圍設(shè)定為13. 0? 20.0%。再者，從成本和耐蝕性的角度考慮，Cr含量優(yōu)選為15.0%?19.0%。
[0059] 鑰（Mo):以質(zhì)量％計為0· 1%?3. 0%
[0060] Mo在提高耐蝕性的同時，還帶來因固溶Mo引起的鋼的高溫強度和熱疲勞特性的 提高。其效果在0.1 %以上時表現(xiàn)出來，因而將下限設(shè)定為0.1 %。但是，過度的添加造成 韌性惡化和拉伸率的降低。另外，在熱軋板退火工序和冷軋板退火工序中，除了過于生成 Laves相而使{011}方位晶粒變得容易生成，從而帶來r值的降低以外，由于在超過3.0% 的添加時使耐氧化性惡化，因而將上限設(shè)定為3. 0%。再者，考慮到長時間暴露于高溫中后 的高溫特性，特別是高溫強度、熱疲勞特性和高溫高周疲勞特性以及制造成本和制造性，Mo 含量優(yōu)選為1. 5%?1. 8%。
[0061] 鈦〇1):以質(zhì)量％計為 0.005%?0.20%
[0062] Ti是為了與C、N、S結(jié)合、進(jìn)一步提高耐蝕性、耐晶界腐蝕性和深拉深性而添加的 元素。特別是由于提高r值的{111}結(jié)晶方位的發(fā)達(dá)在0.005%以上的Ti的添加時表現(xiàn)出 來，因而將下限設(shè)定為〇. 005%。由于因0. 20%以上的Ti的添加而使韌性和2次加工性惡 化，因而將上限設(shè)定為0. 2%。再者，考慮到制造成本、表面缺陷和氧化皮剝離性，Ti含量優(yōu) 選為 0· 06%?0· 15%。
[0063] 鈮（Nb):以質(zhì)量％計為0· 30%?1. 0%
[0064] Nb由于通過固溶強化和析出強化而使高溫強度和高溫疲勞特性得以提高，因而是 必要元素。另外，將C和N以碳氮化物的形式固定下來，使冷軋鋼板（產(chǎn)品板）的再結(jié)晶織 構(gòu)發(fā)達(dá)，同時形成稱為Laves相的Fe和Nb的金屬間化合物，并通過其體積率和尺寸而對再 結(jié)晶織構(gòu)的形成產(chǎn)生影響，從而有助于r值的提高。
[0065] 這些作用在Nb的添加量為0. 30%以上時表現(xiàn)出來，因而將下限設(shè)定為0. 30%。 另一方面，由于過度的Nb的添加造成硬質(zhì)化，導(dǎo)致常溫延展性的降低，因而將上限設(shè)定為 1. 0%。再者，考慮到成本和制造性，Nb含量優(yōu)選為0. 40%?0. 60%。
[0066] 氮（N):以質(zhì)量％計為0. 02%以下
[0067] N與C同樣地使鋼的加工性和耐氧化性惡化，因而其含量越少越好。因此，將上限 設(shè)定為0.02%。但是，過度的降低由于導(dǎo)致精煉成本的增加，因而考慮到成本，N含量優(yōu)選 為 0· 005%?0· 015%。
[0068] 硼（B):以質(zhì)量％計為 0· 0002%?0· 0050%
[0069] B是提高產(chǎn)品的壓力加工時的2次加工性的元素，而且也使中溫區(qū)域的高溫強 度得以提高。這些效果在B的添加量為0. 0002%以上時表現(xiàn)出來，因而將下限設(shè)定為 0. 0002%。另一方面，因超過0. 0050%的B的添加，除了生成Cr2B等B化合物，從而使晶界 腐蝕性和疲勞特性惡化以外，還引起{011}方位晶粒的增加，從而發(fā)生低r值化。因此，將 上限設(shè)定為〇. 0050%。再者，考慮到焊接性和制造性，B含量優(yōu)選為0. 0003%?0. 0020%。
[0070] 鋁（A1):以質(zhì)量 ％ 計為 0· 005 % ?0· 50 %
[0071] A1除了有時作為脫氧元素添加以外，還使鋼的高溫強度和耐氧化性得以提高。其 作用從0.005%開始表現(xiàn)出來，因而將下限設(shè)定為0.005%。另一方面，超過0. 50%以上的 A1的添加，除了引起不銹鋼的拉伸率降低和焊接性及表面質(zhì)量的惡化以外，還因 A1氧化物 促進(jìn){011}方位晶粒的生成，鋼板的r值降低，因而將上限設(shè)定為0.50%。再者，考慮到精 煉成本，A1含量優(yōu)選為0.01 %?0. 15%。
[0072] 另外，在本實施方式中，除了上述元素以外，鋼板以質(zhì)量％計，優(yōu)選進(jìn)一步含有Cu : 0· 4 ?2. 0%、Ni :0· 1 ?2. 0%、W :0· 1 ?3. 0%、Zr :0· 05 ?0· 30%、Sn :0· 05 ?0· 50%、 Co :0· 05 ?0· 50%、Mg :0· 0002 ?0· 0100%中的 1 種以上。
[0073] 銅（Cu):以質(zhì)量％計為0· 4%?2. 0%
[0074] Cu提高不銹鋼的耐蝕性，同時是因 ε -Cu析出而特別使中溫區(qū)域的高溫強度得以 提高的元素，因而根據(jù)需要添加到鋼材中。其效果通過添加〇. 4%以上而表現(xiàn)出來，因而將 下限設(shè)定為〇. 4%。另一方面，因添加超過2. 0%而造成鋼材的韌性惡化和拉伸率的極端降 低，而且在熱軋過程中ε-Cu過剩地析出，從而生成{011}方位晶粒而發(fā)生低r值化。因 此，將Cu的添加量的上限設(shè)定為2. 0%。再者，考慮到耐氧化性和制造性，Cu含量優(yōu)選為 0· 5%?1. 5%。
[0075] 鎳（Ni):以質(zhì)量％計為0· 1%?2.0%
[0076] Ni由于是提高韌性和耐蝕性的元素，因而根據(jù)需要添加。對韌性的作用在0. 1% 以上時表現(xiàn)出來，因而將下限設(shè)定為0. 1 %。另一方面，因超過2. 0%的添加，生成奧氏體 相而發(fā)生低r值化，因而將上限設(shè)定為2. 0%。再者，考慮到成本，Ni含量優(yōu)選為0. 1 %? 0· 5%。
[0077] 鎢（W):以質(zhì)量％計為0· 1%?3.0%
[0078] W是因提高高溫強度而根據(jù)需要添加的元素，其作用從0. 1%開始表現(xiàn)出來。因 此，將W添加量的下限設(shè)定為0. 1 %。但是，過度的添加造成鋼材的韌性惡化和拉伸率的降 低。另外，Laves相過于生成而使{011}方位晶粒容易生成，造成r值的降低，因而將上限 設(shè)定為3. 0%。再者，考慮到制造成本和制造性，W含量優(yōu)選為0. 1 %?2. 0%。
[0079] 鋯（Zr):以質(zhì)量 ％ 計為 0· 05% ?0· 30%
[0080] Zr是提高耐氧化性的元素，可根據(jù)需要添加。其作用由于在Zr含量為0. 05%以 上時表現(xiàn)出來，因而將下限設(shè)定為0. 05%。但是，超過0. 30%的量的添加使韌性和酸洗性 等制造性顯著惡化，而且使Zr與碳以及氮的化合物粗大化，從而使熱軋退火板組織粗粒 化，以致成為低r值，因而將上限設(shè)定為0. 30%。再者，考慮到制造成本，Zr含量優(yōu)選為 0. 05%?0. 20%。
[0081] 錫（Sn):以質(zhì)量 ％ 計為 0· 05% ?0· 50%
[0082] Sn由于偏析于晶界而提高高溫強度，因而是根據(jù)需要添加的元素。其作用在Sn的 含量為0. 05%以上時表現(xiàn)出來，因而將下限設(shè)定為0. 05%。但是，因超過0. 5%的添加而產(chǎn) 生Sn偏析，在偏析部產(chǎn)生{011}方位晶粒，從而發(fā)生低r值化，因而將上限設(shè)定為0. 50%。 再者，考慮到高溫特性和制造成本以及韌性，Sn含量優(yōu)選為0. 10%?0. 30%。
[0083] 鈷（Co):以質(zhì)量 ％ 計為 0· 05 % ?0· 50%
[0084] Co是提高高溫強度的元素，根據(jù)需要添加0.05%以上。但是，過度的添加由于使 加工性惡化，因而將上限設(shè)定為0.50%。再者，考慮到制造成本，Co含量優(yōu)選為0.05%? 0· 30%。
[0085] 鎂（Mg):以質(zhì)量％計為 0· 0002%?0· 0100%
[0086] Mg除了在鋼水中與A1 -起形成Mg氧化物而作為脫氧劑而起作用以外，微細(xì)結(jié)晶 析出的Mg氧化物成為晶核，從而Nb和Ti系析出物微細(xì)析出。如果Nb和Ti系析出物在熱 軋工序微細(xì)析出，則在熱軋工序和熱軋板退火工序中，微細(xì)析出物抑制再結(jié)晶和{011}方 位晶粒的形成，從而有助于未再結(jié)晶組織的形成。其作用表現(xiàn)出來從0.0002%開始，因而將 下限設(shè)定為〇. 0002%。但是，過度的Mg的添加由于造成鋼材的耐氧化性的惡化和焊接性的 降低等，因而將上限設(shè)定為0.0100%。再者，考慮到精煉成本，Mg含量優(yōu)選為0.0003%? 0· 0020%。
[0087] 下面就本實施方式的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的織構(gòu)進(jìn)行說明。
[0088] 本實施方式的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的織構(gòu)重要的是，在將板厚設(shè)定為t的情 況下，在表層?t/4的區(qū)域（從表面到深度t/4的區(qū)域），具有{111}方位的晶粒（以下簡 稱為{111}方位晶粒）以面積率計為20%以上，在t/4?t/2的區(qū)域（從深度t/4到板厚 中心的區(qū)域），{111}方位晶粒以面積率計為40%以上。再者，重要的還有在板厚的整個厚 度區(qū)域，具有{011}方位的晶粒（以下簡稱為{011}方位晶粒）以面積率計為15%以下。
[0089] 另外，所謂具有{111}方位的晶粒，是指結(jié)晶的方位用面指數(shù){111}表示的晶粒， 也就是說，是指{111}面與板面（鋼板表面）平行的晶粒。所謂具有{011}方位的晶粒，是 指結(jié)晶的方位用面指數(shù){011}表示的晶粒，也就是說，是指{011}面與板面平行的晶粒。
[0090] {111}方位晶粒和{011}方位晶粒的面積率能夠以垂直于鋼板表面且平行于軋制 方向的面中的各方位的晶粒的面積率的形式求出。
[0091] 下面就本實施方式的織構(gòu)的限定理由進(jìn)行說明。
[0092] 加工性的提高指標(biāo)即蘭克福特值（r值）與再結(jié)晶織構(gòu)相關(guān)聯(lián)是眾所周知的事實。 一般地說，為人所知的有通過增加具有{111}方位的晶粒的比率來提高r值。不過，結(jié)晶方 位的分布在板厚方向是不均勻的，只是控制特定部位的結(jié)晶方位，高r值的確保未必是不 充分的。
[0093] 于是，本發(fā)明就冷軋鋼板（產(chǎn)品板）的板厚方向的結(jié)晶方位分布與r值之間的關(guān) 系，考慮板厚方向的不均勻性而進(jìn)行了詳細(xì)的研究。其結(jié)果判明：在表層?t/4(t為板厚） 和t/4?t/2的各自的區(qū)域，{111}方位晶粒以面積率計，分別需要存在20%以上和40%以 上。而且還判明：在整個厚度中，{011}方位晶粒以面積率計需要存在15%以下。此外，為 了更加穩(wěn)定地確保r值，{111}方位晶粒在表層?t/4的區(qū)域優(yōu)選存在25%以上，在t/4? t/2的區(qū)域優(yōu)選存在45%以上，{011}方位晶粒優(yōu)選設(shè)定為10%以下。
[0094] 圖1?3表示了各結(jié)晶方位的面積率（比率）與產(chǎn)品板的平均r值之間的關(guān)系。
[0095] 在此，r值是從冷軋退火板上采集JIS13號B拉伸試驗片，在與軋制方向成45°方 向、與軋制方向成90°方向施加14. 4%的應(yīng)變后，用下述（1)式和下述（2)式算出平均r 值。
[0096] r = ln(ff0/ff)/ln(t0/t) (1)
[0097] 在此，W。是拉伸前的板寬，W是拉伸后的板寬，h是拉伸前的板厚，t是拉伸后的板 厚。
[0098] 平均 r 值=(1^+21^+1^)/4 (2)
[0099] 在此，&是軋制方向的r值、r45是與軋制方向成45°方向的r值，r9(l是與軋制方 向成直角方向的r值。
[0100] 此外，對于要求復(fù)雜形狀的排氣部件，如果平均r值為1.2以上，則具有能夠進(jìn)行 充分加工的特性。因此，在本實施方式中，只有平均r值為1.2以上，就判斷為具有優(yōu)良的 加工性。
[0101] 另外，結(jié)晶方位的測量是從產(chǎn)品板上與板面垂直地切取與軋制方向成平行方向的 面，用結(jié)晶方位分析裝置 EBSP(Electron Back Scatter diffraction Pattern)遍及整個 板厚區(qū)域鑒定晶粒的方位，從而決定{ill}方位晶粒和{oil}方位晶粒的面積率。由這些 結(jié)果表明：在本發(fā)明中，由結(jié)晶方位控制產(chǎn)生的高r值化必須考慮板厚方向的{111}方位晶 粒頻率的變動，而且必須考慮{011}方位晶粒。
[0102] 圖1是表示在本實施方式的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板中，表層?t/4的區(qū)域中的 {111}方位晶粒的面積率與平均r值之間的關(guān)系的圖，圖2是表示t/4?t/2的區(qū)域中的 {111}方位晶粒的面積率與平均r值之間的關(guān)系的圖。
[0103] 由圖1、圖2可知：{111}方位晶粒的比率越高，平均r值也越大，加工性越會提高。 進(jìn)而可知：為了確保平均r值在1. 2以上，在鋼板表層?t/4的區(qū)域確保{111}方位晶粒為 20%以上，在t/4?t/2的區(qū)域確保{111}方位晶粒為40%是很重要的。
[0104] 此外，為調(diào)查圖1、圖2所示的關(guān)系而使用的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的鋼成分 是：0· 007 % C-0. 27 % Si-o. 94 % Μη-〇· 03 % P-0. 0006 % S-17. 3 % Cr-1. 8 % Μ〇-0· 08 % Ti-0. 47% Nb-0. 01% Ν-0. 001% Β-0. 03% Α1 (剩余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)）。
[0105] 圖3是表示在本實施方式的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板中，整個板厚區(qū)域中的 {011}方位晶粒的面積率與平均r值之間的關(guān)系的圖。
[0106] 由圖3可知：在整個板厚中，{011}方位晶粒的比率越高，平均r值越降低，加工性 越會惡化。進(jìn)而可知：為了確保平均r值為1. 2以上，在整個厚度中將{011}方位晶粒設(shè)定 為15%以下是很重要的。
[0107] 此外，為調(diào)查圖3所示的關(guān)系而使用的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的鋼成分是： 0. 007 % C-0. 27 % Si-0. 94 % Mn-〇. 03 % P-〇. 0006 % S-17. 3 % Cr-1. 8 % M〇-〇. 08 % Ti-0. 47% Nb-0. 01% N-0. 001% B-0. 03% A1 (剩余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)）。
[0108] 下面就成為上述鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板基材的冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱 軋鋼板進(jìn)行說明。
[0109] 在本發(fā)明中，除了上述的冷軋鋼板（冷軋板）的織構(gòu)和成分組成之外，對制造方法 也進(jìn)行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過作為上述冷軋鋼板基材的熱軋鋼板（冷軋基材熱軋板）的組 織，使冷軋板的織構(gòu)受到影響，也使冷軋板的r值受到影響。
[0110] 即發(fā)現(xiàn)：在冷軋基材熱軋板的c /4?C /2(1是冷軋基材熱軋板的板厚） 區(qū)域的組織為未再結(jié)晶組織的情況下，由那樣的冷軋基材熱軋板制造的冷軋鋼板成為高r 值。此外，所謂t' /4?t' /2區(qū)域，是指從距鋼板表面的深度t' /4到板厚中心的區(qū)域。
[0111] 如果具體地進(jìn)行說明，則如上所述，在冷軋板中為提高r值，確保具有{111}方位 的晶粒是有效的。因此，在作為冷軋板基材的熱軋鋼板中，事先使{111}織構(gòu)發(fā)達(dá)，而且不 使這樣的織構(gòu)再結(jié)晶而形成為未再結(jié)晶組織是非常重要的。也就是說，在未再結(jié)晶組織中， 在平行于熱軋鋼板的軋制方向且垂直于板面的斷面，晶粒表現(xiàn)出以面指數(shù){111}表示的取 向性（{111}面與板面平行的取向性）。
[0112] 下面就這樣的冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的制造方法進(jìn)行說明。
[0113] (冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的制造方法）
[0114] 下面就本實施方式的冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的制造方法進(jìn)行說明。
[0115] 本實施方式的冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的制造方法是：冶煉具有上述 鋼組成的鐵素體系不銹鋼，煉鋼后，對于鑄造而成的鋼坯（板坯），將板坯加熱溫度設(shè)定為 1200?1300°C、精軋溫度設(shè)定為800?950°C而進(jìn)行熱軋，從而制成熱軋板，接著，以500°C 以下的卷取溫度對所述熱軋板進(jìn)行卷取，之后，在925?1000°C進(jìn)行熱軋板退火。
[0116] 在熱軋中，當(dāng)板坯加熱溫度低于1200°C時，除了過度地引入由軋制產(chǎn)生的熱軋應(yīng) 變，從而使之后的組織控制變得困難以外，由于表面缺陷也成為問題，因而將下限設(shè)定為 1200°C。另一方面，如果加熱溫度超過1300°C，則熱軋以后的組織粗?；箋111}織構(gòu)的 發(fā)達(dá)受到抑制，同時由于組織往往成為再結(jié)晶組織，因而將上限設(shè)定為1300°C。再者，考慮 到生產(chǎn)率，優(yōu)選為1230?1280°C。
[0117] 在熱軋時，板坯加熱后，繼多個道次的粗軋后，實施多個道次的精軋，然后卷取成 卷材狀。此時，精軋溫度低于800°C時，由于表面缺陷成為問題，因而將精軋溫度的下限設(shè)定 為800°C。另一方面，在超過950°C時，熱軋以后的組織粗?；箋111}織構(gòu)的發(fā)達(dá)受到 抑制，同時由于組織往往成為再結(jié)晶組織，因而將上限設(shè)定為950°C。再者，考慮到生產(chǎn)率， 精軋溫度優(yōu)選為850?930°C。
[0118] 關(guān)于卷取溫度，從抑制熱軋組織的恢復(fù)和熱軋板韌性的角度考慮，設(shè)定為500°C以 下。即在本發(fā)明中，這樣地通過使卷取溫度為500°C以下的低溫，可以不使由熱軋工序所得 到的{111}織構(gòu)恢復(fù)而維持該織構(gòu)的狀態(tài)不變地繼續(xù)進(jìn)行后續(xù)工序。再者，考慮到生產(chǎn)率、 韌性和卷材形狀，優(yōu)選為400?480°C。在卷取溫度超過500°C的情況下，隨后進(jìn)行的熱軋板 退火工序的退火溫度即使適當(dāng)，在板厚的表層部附近產(chǎn)生的起因于熱軋剪切應(yīng)變的{110} 方位晶粒也會在從熱軋卷取后冷卻到常溫的過程中生長，在其后的退火工序中通過蠶食其 它方位而殘留于產(chǎn)品板中。該{110}方位晶粒由于造成r值的降低，因而卷取溫度設(shè)定為 500°C以下。另外，為了抑制在從熱軋精軋后到卷取的期間的{110}方位晶粒的生長，優(yōu)選 以50°C /sec以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。
[0119] 熱軋后的熱軋板退火一般在得到再結(jié)晶組織的溫度下進(jìn)行熱處理。不過，在板厚 方向產(chǎn)生組織的不均勻性。
[0120] 本發(fā)明發(fā)現(xiàn)：該板厚方向的組織不均勻性極大地影響產(chǎn)品板的r值，如前所述，獲 得了如下的見解：在t' /4?t' /2(t'為板厚）區(qū)域的組織為未再結(jié)晶組織的情況下， 在冷軋鋼板即產(chǎn)品板中，可以得到高r值。
[0121] 圖4表示了熱軋板退火溫度和產(chǎn)品板的平均r值之間的關(guān)系。在此，鋼A (圖中的 符號?和〇）具有 〇· 007% c-o. 25% Si-o. 95% Μη-〇· 03% Ρ-0· 0006% S-17. 3% Cr-1. 8% Mo-0. 08%Ti-0. 47%Nb-0. 01%Ν-0· 0010%Β-0· 03%A1 (剩余部分為 Fe 和不可避免雜質(zhì)） 的組成，鋼B(圖中的符號▲和Λ)具有0· 003%C-0. 89%Si-0. 65%Μη-0· 02%Ρ-0· 0010% S-13. 5 % Cr-0. 1 % Μ〇-0· 008 % Ti-0. 40 % Nb-0. 01 % Ν-0· 0005 % Β-0· 07 % Α1 (剩余部分 為Fe和不可避免雜質(zhì)）的組成。在圖中，也表示了熱軋板退火后的t' /4?t' /2區(qū)域 的組織狀態(tài)，符號?和▲為未再結(jié)晶組織，符號〇和八是再結(jié)晶組織。
[0122] 再結(jié)晶溫度隨鋼成分的不同而不同，但在本發(fā)明的組成中，可以在925?KKKTC 的范圍發(fā)現(xiàn)適當(dāng)?shù)臒彳埌逋嘶饻囟?。即可以發(fā)現(xiàn)成為對冷軋基材熱軋板適當(dāng)?shù)慕M織的、在 t' /4?t' /2(t'為冷軋基材熱軋板板厚）成為未再結(jié)晶組織（不成為完全再結(jié)晶組 織）的溫度。通過使用這樣的冷軋基材熱軋板作為冷軋鋼板的基材，可以得到平均r值為 1. 2以上的高加工材料。
[0123] 在此，在采用通常制造法使冷軋基材熱軋板的t' /4?t' /2區(qū)域再結(jié)晶組織化 的情況下，成為隨機的結(jié)晶方位分布，在其后的冷軋中的織構(gòu)的發(fā)達(dá)并不充分，從而在冷軋 板退火后，{111}方位晶粒不會充分生成。另一方面，如本發(fā)明那樣，如果使冷軋基材熱軋 板的t' /4?t' /2區(qū)域成為未再結(jié)晶組織，則由于使在熱軋板中發(fā)達(dá)的{111}織構(gòu)保持 殘留的狀態(tài)不變而進(jìn)行冷軋，因而即使在其后的冷軋板退火中，也會大量生成{111}方位 晶粒，從而有助于商r值。
[0124] 不過，如果熱軋板退火溫度過于低溫或者省略熱軋板退火，則在板厚的表層部附 近產(chǎn)生的起因于熱軋剪切應(yīng)變的{110}方位晶粒大量殘留在冷軋退火后的產(chǎn)品板中。該方 位晶粒由于造成r值的降低，因而熱軋板退火必須在800°C以上。此外，本發(fā)明為了更加抑 制對r值的提高施加不良影響的{110}方位晶粒的生長，同時使平均r值為1.2以上，熱軋 板退火溫度的下限設(shè)定為925°C。
[0125] 另一方面，如果熱軋板退火設(shè)定為超過KKKTC，則t' /4?t' /2區(qū)域的組織成 為再結(jié)晶組織，在使表層的再結(jié)晶晶粒粗大化的同時，由于熱軋板退火后被稱為Laves相 的Fe和Nb的化合物（Fe 2Nb)完全溶解，因而r值得以降低。此外，因熱軋板退火而粗大地 生成的Laves相由于成為冷軋板退火時的再結(jié)晶織構(gòu)的晶核生成點，因而優(yōu)選在冷軋基材 中事先使其析出。
[0126] 考慮到這些方面，熱軋板退火溫度的上限設(shè)定為KKKTC。再者，因高溫退火帶來的 晶粒粗大化和氧化皮的生成的促進(jìn)由于分別會造成板斷裂和氧化皮殘余等表面質(zhì)量的降 低，因而考慮到熱軋板韌性和酸洗性，優(yōu)選為925?980°C。
[0127] (鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的制造方法）
[0128] 接著，將這樣的冷軋基材熱軋板冷軋到厚度2mm，根據(jù)鋼成分的不同，在1000? 1KKTC進(jìn)行熱處理，使得結(jié)晶粒度號碼為5?7,從而制成產(chǎn)品板。
[0129] 具體來說，首先，為在冷軋板中得到在{111}方位結(jié)晶生長的再結(jié)晶核，冷軋壓下 率設(shè)定為60%以上。也就是說，如果冷軋壓下率過低，則不能通過后續(xù)的退火工序而充分生 成用于再結(jié)晶為{111}方位晶粒的再結(jié)晶核，從而產(chǎn)品板的r值的提高并不充分，因此，將 壓下率設(shè)定為60%以上是很重要的。再者，考慮到生產(chǎn)率和各向異性，壓下率優(yōu)選為60? 80%。
[0130] 其次，對于使生長為{111}方位結(jié)晶的再結(jié)晶核得以生成的冷軋板，在1000? 1KKTC進(jìn)行冷軋板退火。通常為了得到再結(jié)晶組織，冷軋板的退火按照鋼成分來決定熱處 理溫度，但在低于l〇〇〇°C時，因本發(fā)明的鋼成分而成為未再結(jié)晶組織，因而將下限設(shè)定為 1000°C。另一方面，在超過11 oo°c時，由于晶粒粗大化，加工時產(chǎn)生表面粗糙，成為開裂的原 因，因而將上限設(shè)定為1KKTC。再者，考慮到拉伸率和酸洗性，優(yōu)選為1010?1070°C。
[0131] 如上所述，可以得到一種鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，其提高了 {111}方位晶粒的 面積率，同時抑制了 {011}方位晶粒，從而加工性優(yōu)良。
[0132] 另外，板坯厚度、熱軋板厚度等可以適宜設(shè)計。另外，在冷軋時，使用的工作軋輥的 軋輥粗糙度、乳輥直徑、還有軋制油、乳制道次數(shù)、乳制速度、乳制溫度等也可以適宜選擇。 另外，冷軋板退火只要需要，可以是在氫氣或氮氣等非氧化氣氛中進(jìn)行退火的光亮退火，也 可以在大氣中進(jìn)行退火。
[0133] 實施例
[0134] 以下，根據(jù)實施例就本發(fā)明的效果進(jìn)行說明，但本發(fā)明并不限定于以下的實施例 所使用的條件。
[0135] (實施例1)
[0136] 在本實施例中，首先熔煉表1所示的成分組成的鋼并鑄造成板坯，熱軋板坯，將其 制成5. 0_厚度的熱軋板。其后，在對熱軋板進(jìn)行連續(xù)退火處理后，進(jìn)行酸洗，冷軋至2. 0_ 厚度，并實施連續(xù)退火-酸洗而制成產(chǎn)品板。此外，在表1所示的成分組成中，鋼No. 1?13 在本發(fā)明范圍外，鋼No. 14?32在發(fā)明范圍外，關(guān)于偏離本發(fā)明的成分組成，標(biāo)注下劃線來 表不。
[0137] 熱軋條件全部在本發(fā)明的范圍內(nèi)，將板坯加熱溫度設(shè)定為1200?1300°C，將精軋 溫度設(shè)定為800?950°C，將卷取溫度設(shè)定為500°C以下。另外，關(guān)于熱軋板退火條件，在使 退火溫度為800?1000°C且在C /2?C /4(1 :熱軋板的板厚）成為未再結(jié)晶組織的 溫度下進(jìn)行。其后，以60%的壓下率實施冷軋。冷軋板退火根據(jù)鋼成分的不同在1000? 1KKTC進(jìn)行，從而使其成為再結(jié)晶組織。
[0138]

【權(quán)利要求】
1. 一種耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，其特征在于：以質(zhì)量％計，含有c:0.02%以下、 Si :0· 1 ?1. 0%、Μη :超過 0· 6%且在 1. 5% 以下、P :0· 01 ?0· 05%、S :0· 0001 ?0· 0100%、 Cr :13· 0 ?20. 0%、M〇 :0· 1 ?3. 0%、Ti :0· 005 ?0· 20%、Nb :0· 30 ?1. 0%、B :0· 0002 ? 0. 0050%、A1 :0. 005?0. 50%、N :0. 02%以下，剩余部分包括Fe和不可避免的雜質(zhì)；在將 板厚設(shè)定為t的情況下，在表層?t/4的區(qū)域，{111}方位晶粒以面積率計存在20%以上， 在t/4?t/2的區(qū)域，{111}方位晶粒以面積率計存在40%以上，而且在整個厚度區(qū)域， {011}方位晶粒以面積率計存在15%以下。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，其特征在于：以質(zhì)量％計， 進(jìn)一步含有 Cu :0· 4 ?2. 0%、Ni :0· 1 ?2. 0%、W :0· 1 ?3. 0%、Zr :0· 05 ?0· 30%、Sn : 0· 05 ?0· 50%、C〇 :0· 05 ?0· 50%、Mg :0· 0002 ?0· 0100%中的 1 種以上。
3. -種冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板，其是用于制造權(quán)利要求1或2所述的耐 熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板，其特征在于：在將板 厚設(shè)定為t'的情況下，t' /2?t' /4區(qū)域中的組織是未再結(jié)晶組織。
4. 一種冷軋基材用鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的制造方法，其是權(quán)利要求3所述的冷 軋基材用鐵素體系熱軋鋼板的制造方法，其特征在于：進(jìn)行板坯加熱溫度設(shè)定為1200? 1300°C、精軋溫度設(shè)定為800?950°C的熱軋而制成熱軋板，以500°C以下的卷取溫度對所 述熱軋板進(jìn)行卷取，之后，在925?KKKTC進(jìn)行所述熱軋板的退火。
5. -種耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的制造方法，其是權(quán)利要求1或2所述的耐熱 鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的制造方法，其特征在于：在將板厚設(shè)定為C的情況下，將在 t' /2?t' /4的區(qū)域中的組織為未再結(jié)晶組織的冷軋基材用鐵素體系熱軋鋼板以60% 以上的壓下率進(jìn)行冷軋而制成冷軋板，之后，在1000?ll〇〇°C進(jìn)行所述冷軋板的退火。
6. -種耐熱鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的制造方法，其是權(quán)利要求5所述的耐熱鐵素體 系不銹鋼冷軋鋼板的制造方法，其特征在于：包含如下的工序：進(jìn)行板坯加熱溫度設(shè)定為 1200?1300°C、精軋溫度設(shè)定為800?950°C的熱軋而制成熱軋板，以500°C以下的卷取溫 度對所述熱軋板進(jìn)行卷取，之后，在925?KKKTC進(jìn)行所述熱軋板的退火，從而制造出所述 冷軋基材用鐵素體系熱軋鋼板。
【文檔編號】C21D9/46GK104093871SQ201380006138
【公開日】2014年10月8日 申請日期:2013年3月26日 優(yōu)先權(quán)日:2012年3月30日
【發(fā)明者】濱田純一, 小山祐司, 井上宜治, 小森唯志, 札軒富美夫, 田上利男, 小野直人 申請人:新日鐵住金不銹鋼株式會社