铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及排气部件
阅读：687发布：2022-10-02
专利汇可以提供铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及排气部件专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种 铁 素体系不锈 钢 钢板，其中，钢的化学组成以 质量 ％计为C：0.02％以下、N：0.02％以下、Si：大于0.10％且为3.0％以下、Mn：1.0％以下、P：0.02～0.05％、Cr：11.0～18.0％、B：0.0001～0.0010％、Al：0.01～1.0％、Nb和/或Cu：总计0.3～4.0％、Ti：0～0.5％、Mo：0～3.0％、W：0～2.0％、V：0～1.0％、Sn：0～0.5％、Ni：0～1.0％、Mg：0～0.01％、Sb：0～0.5％、Zr：0～0.3％、Ta：0～0.3％、Hf：0～0.3％、Co：0～0.3％、Ca：0～0.01％、REM：0～0.2％、Ga：0～0.3％、余量：Fe和不可避免的杂质，所述钢中，以P化合物的形式存在的P的含量以质量％计为0.005％以上。，下面是铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及排气部件专利的具体信息内容。
1.一种铁素体系不锈钢钢板，其中，钢的化学组成以质量％计为
C：0.02％以下、
N：0.02％以下、
Si：大于0.10％且为3.0％以下、
Mn：1.0％以下、
P：0.02～0.05％、
Cr：11.0～18.0％、
B：0.0001～0.0010％、
Al：0.01～1.0％、
Nb和/或Cu：总计0.3～4.0％、
Ti：0～0.5％、
Mo：0～3.0％、
W：0～2.0％、
V：0～1.0％、
Sn：0～0.5％、
Ni：0～1.0％、
Mg：0～0.01％、
Sb：0～0.5％、
Zr：0～0.3％、
Ta：0～0.3％、
Hf：0～0.3％、
Co：0～0.3％、
Ca：0～0.01％、
REM：0～0.2％、
Ga：0～0.3％、
余量：Fe和不可避免的杂质，
所述钢中，以P化合物的形式存在的P的含量以质量％计为0.005％以上。
2.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
Ti：0.05～0.5％、
Mo：0.01～3.0％、
W：0.1～2.0％、
V：0.05～1.0％、
Sn：0.01～0.5％、
Ni：0.05～1.0％、
Mg：0.0002～0.01％、
Sb：0.01～0.5％、
Zr：0.01～0.3％、
Ta：0.01～0.3％、
Hf：0.01～0.3％、
Co：0.01～0.3％、
Ca：0.0001～0.01％、
REM：0.001～0.2％、
Ga：0.0002～0.3％中的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢钢板，其用于排气部件。
4.一种权利要求1～3中的任一项所述的铁素体系不锈钢钢板的制造方法，其中，依次进行下述(1)～(3)的工序：
(1)将具有权利要求1或2所述的化学组成的冷轧钢板加热至870～1100℃的工序；
(2)以1℃/s以下的平均冷却速度将所述冷轧钢板从所述加热的温度冷却至800℃的工序；以及，
(3)以5℃/s以上的平均冷却速度将所述冷轧钢板从800℃冷却至350℃的工序。
5.一种排气部件，其使用权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢钢板。
铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及排气部件
技术领域
背景技术
[0003] 以往，汽车排气部件中一般使用的是铸铁，但从排放法规变严、发动机性能的提高、车身轻量化等观点出发，开始使用不锈钢制的排气歧管。虽然根据车型、发动机结构会有不同，但由于一般的汽油车的排气部件会长时间暴露在700～900℃下，因此对排气部件用材料要求优异的高温强度与抗氧化性。
[0004] 近年来，寻求通过搭载涡轮增压器而减小尺寸的趋势正在加快，但也在积极地研究将使用铸件的涡轮增压器部件制成金属板。由于也能够预见废气温度会升高至1000℃左右，因而对用于排气歧管、涡轮增压器的不锈钢要求耐热性的进一步提高。另一方面，涡轮增压器的内部结构复杂，在提高增压效率的同时确保耐热可靠性是重要的。以往，主要提出了使用以SUS310S(25％Cr-20％Ni)为代表的耐热奥氏体系不锈钢、Ni基合金等。
[0005] 例如，专利文献1中公开了一种添加高Cr、Mo的钢。专利文献2中公开了一种使用添加有2～4％的Si的奥氏体系不锈钢而得到的喷嘴叶片式涡轮增压器的排气导向部件。专利文献2中，虽然考虑钢制造时的热加工性而限定了钢成分，但不能说充分满足了上述部件所要求的高温特性，另外，虽然其认为维持冲孔的扩孔加工性是重要的，但出于热加工性而限定的钢成分未能获得充分的扩孔性。进而，虽然涡轮增压器的壳体中使用了不锈钢铸钢，但由于壁厚大，因而存在薄壁轻量化的需求。另外，不锈钢中的奥氏体系不锈钢虽然耐热性、加工性优异，但由于热膨胀系数大，因此在适用于排气歧管这样重复遭受加热/冷却的部件的情况下，容易产生热疲劳破坏。
[0006] 另一方面，铁素体系不锈钢的热膨胀系数小于奥氏体系不锈钢，因此，热疲劳特性、耐氧化皮剥离性优异。另外，与奥氏体系不锈钢相比，由于其不含有Ni，因此，材料成本也低，广泛用于以排气歧管作为替代的排气部件中。但是，由于铁素体系不锈钢与奥氏体系不锈钢相比高温强度低，因此开发了用于改善高温强度的技术。例如有SUS430J1(添加Nb的钢)、添加Nb-Si的钢、SUS444(添加Nb-Mo的钢)，它们均以添加Nb作为前提。这是通过基于Nb的固溶强化或析出强化而提高高温强度。
[0007] 专利文献3～6中公开了作为Nb以外的有助于改善高温强度的合金而进行Cu或Cu-V复合添加的技术。专利文献3中的Cu添加出于提高低温韧性的目的而研究了0.5％以下的添加，并不是从耐热性的角度出发的添加。专利文献4～6中公开了一种利用Cu析出物所带来的析出固化而提高600℃或700～800℃的温度区域内的高温强度的技术。
[0008] 专利文献7～9中，作为高温特性优异的铁素体系不锈钢，公开了一种含B的钢。
[0009] 专利文献10～15中，作为应对废气的高温化对策，公开了一种涉及添加有W的铁素体系不锈钢的技术。
[0010] 专利文献16和17中公开了通过使Mo+W为规定的范围来确保铁素体系不锈钢的高温强度。
[0011] 专利文献18中公开了一种通过高固溶强化而对高温高强度化有效的、使P含量达到0.1％的技术。
[0012] 专利文献19的技术是在铁素体系不锈钢中，为了通过P的固溶强化作用改善高温强度，而使以FeTiP的形式析出的P量为0.01％以下。
[0013] 现有技术文献
[0014] 专利文献
[0015] 专利文献1：日本特开2013-069220号公报
[0016] 专利文献2：日本专利第4937277号公报
[0017] 专利文献3：日本特开2006-37176号公报
[0018] 专利文献4：国际公开公报第2003/004714号
[0019] 专利文献5：日本专利第3468156号公报
[0020] 专利文献6：日本专利第3397167号公报
[0021] 专利文献7：日本特开平9-279312号公报
[0022] 专利文献8：日本特开2000-169943号公报
[0023] 专利文献9：日本特开平10-204590号公报
[0024] 专利文献10：日本特开2009-215648号公报
[0025] 专利文献11：日本特开2009-235555号公报
[0026] 专利文献12：日本特开2005-206944号公报
[0027] 专利文献13：日本特开2008-189974号公报
[0028] 专利文献14：日本特开2009-120893号公报
[0029] 专利文献15：日本特开2009-120894号公报
[0030] 专利文献16：日本特开2009-197306号公报
[0031] 专利文献17：日本特开2009-197307号公报
[0032] 专利文献18：日本专利第3021656号公报
[0033] 专利文献19：日本特开2000-336462号公报
发明内容
[0034] 发明要解决的问题
[0036] 如专利文献7～9的技术那样，在含有B的铁素体系不锈钢中，除了条件屈服强度升高外，还存在敏化的问题，另外存在制造性劣化的问题。
[0037] 专利文献10～15的技术中添加的W虽然作为改善高温强度的元素而被已知，但W的添加存在导致加工性(伸长率)变差、部件加工变困难的问题、成本方面的问题。另外，由于高温下会与Fe结合而以后述的拉夫斯相的形式析出，因此，在拉夫斯相粗大化的情况下，存在无法有效地提高耐热性的问题。
[0038] 专利文献16和17的技术中依然无法避免拉夫斯相的粗大化的担忧。即，如排气歧管、涡轮增压器的壳体或其内部部件那样经受伴随发动机的启动/停止的热循环的情况下，会出现在长时间使用阶段中高温强度显著下降、引起热疲劳破坏、高循环疲劳破坏的危险。即，现有的材料中，即使高温强度优异，也存在由于长时间使用引起拉夫斯相、ε-Cu等析出物的粗大化从而导致热疲劳特性的劣化的担忧。
[0039] 专利文献18和19的技术均是在铁素体系不锈钢中通过P的固溶强化作用来改善高温强度。这些技术虽然从高温强度的角度出发而将抑制P化合物(例如FeP、FeTiP、FeNbP)的生成作为目标，但存在由于固溶P的增加导致常温加工性劣化的问题。
[0040] 此处，常温加工性是指常温延性、条件屈服强度，若延性低、或条件屈服强度高，则加工成排气部件将变得极其困难。为了提高热效率、控制排气损失，前述的排气歧管、涡轮增压器的壳体等被设计成复杂的形状。常温加工性低的坯料难以加工成复杂形状的部件。
[0041] 本发明的目的在于解决上述现有技术的问题，提供兼顾耐热性与加工性的铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及排气部件。
[0042] 用于解决问题的方案
[0043] 本发明人等为了解决上述技术问题而主要对含有Nb和Cu的铁素体系不锈钢钢板的制造条件和常温加工性进行了详细调查，结果发现，通过将钢成分控制在规定的范围内，并且将冷轧板退火工序中P化合物的析出控制在合适的量，能够不损害高温强度地得到低条件屈服强度、高延性的材料。
[0044] 具体而言，在对添加有耐热元素的钢板进行退火时，通过在得到再结晶组织后的冷却过程中使P化合物析出，减少固溶P量，降低常温下起到强化作用的固溶P，会提高钢板的常温加工性。另外，通过析出的P化合物使得高温强度提高，因此也能确保耐热性。由此，发现了能够用于前述的复杂形状的排气部件的、兼顾了高温特性与常温加工性的耐热铁素体系不锈钢钢板。
[0045] 本发明的主旨如下。
[0046] 〔1〕一种铁素体系不锈钢钢板，其中，钢的化学组成以质量％计为[0047] C：0.02％以下、
[0048] N：0.02％以下、
[0049] Si：大于0.10％且为3.0％以下、
[0050] Mn：1.0％以下、
[0051] P：0.02～0.05％、
[0052] Cr：11.0～18.0％、
[0053] B：0.0001～0.0010％、
[0054] Al：0.01～1.0％、
[0055] Nb和/或Cu：总计0.3～4.0％、
[0056] Ti：0～0.5％、
[0057] Mo：0～3.0％、
[0058] W：0～2.0％、
[0059] V：0～1.0％、
[0060] Sn：0～0.5％、
[0061] Ni：0～1.0％、
[0062] Mg：0～0.01％、
[0063] Sb：0～0.5％、
[0064] Zr：0～0.3％、
[0065] Ta：0～0.3％、
[0066] Hf：0～0.3％、
[0067] Co：0～0.3％、
[0068] Ca：0～0.01％、
[0069] REM：0～0.2％、
[0070] Ga：0～0.3％、
[0071] 余量：Fe和不可避免的杂质，
[0072] 所述钢中，以P化合物的形式存在的P的含量以质量％计为0.005％以上。
[0073] 〔2〕根据上述〔1〕所述的铁素体不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
[0074] Ti：0.05～0.5％、
[0075] Mo：0.01～3.0％、
[0076] W：0.1～2.0％、
[0077] V：0.05～1.0％、
[0078] Sn：0.01～0.5％、
[0079] Ni：0.05～1.0％、
[0080] Mg：0.0002～0.01％、
[0081] Sb：0.01～0.5％、
[0082] Zr：0.01～0.3％、
[0083] Ta：0.01～0.3％、
[0084] Hf：0.01～0.3％、
[0085] Co：0.01～0.3％、
[0086] Ca：0.0001～0.01％、
[0087] REM：0.001～0.2％、
[0088] Ga：0.0002～0.3％中的1种以上。
[0089] 〔3〕根据上述〔1〕或〔2〕所述的铁素体不锈钢钢板，其用于排气部件。
[0090] 〔4〕一种上述〔1〕～〔3〕中的任一项所述的铁素体不锈钢钢板的制造方法，其中，依次进行下述(1)～(3)的工序：
[0091] (1)将具有上述〔1〕或〔2〕所述的化学组成的冷轧钢板加热至870～1100℃的工序；
[0092] (2)以1℃/s以下的平均冷却速度将上述冷轧钢板从上述加热的温度冷却至800℃的工序；和
[0093] (3)以5℃/s以上的平均冷却速度将上述冷轧钢板从800℃冷却至350℃的工序。
[0094] 〔5〕一种排气部件，其使用上述〔1〕或〔2〕所述的铁素体不锈钢钢板。
[0095] 发明的效果
[0097] 图1示出冷轧钢板(1.5mm厚)中的P化合物的析出量与常温延性的关系。
具体实施方式
[0098] 〔化学组成〕
[0099] 本发明涉及的铁素体系不锈钢钢板具有下述的化学组成。需要说明的是，涉及各元素的含量的“％”表示“质量％”。
[0100] C：0.02％以下
[0101] C会使成形性与耐腐蚀性劣化，导致高温强度的下降，因此，其含量越少越好，设为0.02％以下。上限优选设为0.009％。但是，过度减少会导致精炼成本的增加，因此，其下限优选设为0.001％。
[0102] N：0.02％以下
[0103] N与C一样会使成形性与耐腐蚀性劣化，导致高温强度的下降，因此，其含量越少越好，设为0.02％以下。上限优选设为0.015％。但是，过度减少会导致精炼成本的增加，因此，其下限优选设为0.003％。
[0104] Si：大于0.10％且为3.0％以下
[0105] Si是作为脱氧剂有用的元素，并且是改善高温强度与抗氧化性的元素。高温强度与抗氧化性随着Si量的增加而提高，其效果在大于0.10％时显现。尤其在添加有Cu的情况下，其效果显著。但是，过量含有会导致常温延性下降，因此，将其上限设为3.0％。若考虑酸洗性、韧性，则上限设为1.0％是理想的。为了得到上述的效果，下限优选设为0.2％。
[0106] Mn：1.0％以下
[0107] Mn是作为脱氧剂有用的元素，并且有助于提高中温区域内的高温强度。但是，其含量过多时，会在高温下形成为Mn系氧化物表层，变得容易发生氧化皮密合、异常氧化。尤其在复合添加有Mo、W的情况下，存在相对于Mn量易发生异常氧化的倾向。因此，上限设为1.0％。进而，若考虑钢板制造时的酸洗性、常温延性，则上限设为1.0％是理想的。为了得到上述的效果，下限优选设为0.05％。
[0108] P：0.02～0.05％
[0109] P是用于进行P化合物(FeP、FeTiP和FeNbP)的析出控制的重要的元素。通常，从加工性的角度出发，理想的是尽量减少P，但使其小于0.02％时会产生使用低P原料导致的成本增加，因此设为0.02％以上。另一方面，若含量大于0.05％，则除了会显著硬质化外，耐腐蚀性、韧性和酸洗性也会劣化，因此，将上限设为0.05％。
[0110] Cr：11.0～18.0％
[0111] Cr是确保抗氧化性、耐腐蚀性所必需的元素。小于11.0％时，尤其无法确保抗氧化性，大于18.0％时，会引起加工性的下降、韧性的劣化，因此设为11.0～18.0％。进而，若考虑制造性、氧化皮剥离性，则理想的是下限设为13.0％、上限设为17.5％。
[0112] B：0.0001～0.0010％
[0113] B是提高产品的压制加工时的二次加工性的元素。另外，本发明中，利用P化合物来提高常温加工性与高温强度，而通过添加B，会显现抑制高温下的使用环境中的P化合物的粗大化、提高高温环境下的使用时的强度稳定性的效果。认为这是由于冷轧板退火工序中，在再结晶处理时，B在结晶晶界上偏析，由此，之后暴露在高温环境中时会析出的上述析出物难以在结晶晶界上析出，在晶粒内的微细析出得到促进。由此，显现析出强化的长期稳定性，有助于抑制强度下降、提高热疲劳寿命。该效果在0.0001％以上时显现，但过量含有时，除了会引起硬质化、使晶界腐蚀性与抗氧化性劣化外，还会出现焊接裂纹，因此，设为0.0001～0.0010％。进而，若考虑耐腐蚀性、制造成本，则理想的是下限设为0.0001％、上限设为0.0005％。
[0114] Al：0.01～1.0％
[0115] Al是除了作为脱氧元素添加外，还会提高抗氧化性的元素。另外，作为固溶强化元素，对于提高600～700℃的强度是有用的。该作用在含有0.01％以上时稳定显现，但过量含有时，除了会引起硬质化、使均匀伸长率显著下降外，韧性也会显著下降，因此，将上限设为1.0％。进而，若考虑表面缺陷的发生、焊接性、制造性，则理想的是下限设为0.01％、上限设为0.2％。
[0116] Nb和/或Cu：总计0.3～4.0％
[0117] Nb是对通过固溶强化和析出物微细化强化改善高温强度而言有效的元素。另外，还具有将C、N以碳氮化物的形式固定、促进对产品板的耐腐蚀性、促进影响r值的再结晶集合组织的发展的作用。在本发明中，还具有促进Fe与P的化合物的生成的效果，FeNbP在晶粒内析出，显现高加工性。因此也可以含有Nb。这些效果从0.3％开始显现，因此，将总含量的下限设为0.3％。另一方面，总含量大于4.0％时，除了显著硬质化外，制造性也会劣化，因此，总含量的上限设为4.0％。另外，若考虑原料成本、韧性，则理想的是下限设为0.4％、上限设为2.0％。更优选的上限为1.5％，进一步优选的上限为0.6％。
[0118] Cu有助于基于ε-Cu析出的析出强化，因此可以含有Cu。此时，Cu的含量设为0.3％以上。尤其是本发明中控制了P化合物的钢板中，将P化合物作为成核位点，Cu析出速度加快，因此，高温强化能够有效地发挥作用。废气温度达到800℃以上时，增加Cu含量是理想的，理想的是1.0％以上。进而，若考虑热疲劳特性、制造性和焊接性，则理想的是下限设为1.1％、上限设为1.6％。
[0119] Ti：0～0.5％
[0120] Ti是与C、N、S结合提高耐腐蚀性、耐晶界腐蚀性、常温延性、深冲性的元素，也可以含有。另外，本发明中，在通过FeTiP的析出提高常温加工性的情况下，由于其效果从0.05％以上开始变得显著，因此下限优选设为0.05％。另一方面，若含量大于0.5％，则除了固溶Ti量增加常温延性下降外，还会形成粗大的Ti系析出物，成为扩孔加工时的裂纹的起点，使压制加工性劣化。另外，由于抗氧化性也会劣化，因此Ti含量设为0.5％以下。进而，若考虑表面缺陷的发生、韧性，则理想的是下限设为0.05％、上限优选设为0.2％。
[0121] Mo：0～3.0％
[0122] Mo是对950℃下的固溶强化有效的元素，并且会提高耐腐蚀性，因此也可以含有。该效果在0.01％以上时变得显著。由于过量含有会使常温延性、抗氧化性显著劣化，因此其含量设为3.0％以下。若考虑热疲劳特性、制造性，则理想的是下限设为0.2％、上限设为
2.7％。
2.7％。
[0123] W：0～2.0％
[0124] W也与Mo一样是对950℃下的固溶强化有效的元素，并且会生成拉夫斯相(Fe2W)带来析出强化的作用。尤其在复合添加Nb、Mo的情况下，虽然Fe2(Nb、Mo、W)的拉夫斯相会析出，但添加W时会抑制该拉夫斯相的粗大化、提高析出强化能力。进而，如上所述，存在通过与Fe-P系析出物共存而使这些拉夫斯相变微细的倾向。因此，可以含有W。这些效果在含有0.1％以上时变得显著。由于过量含有会导致成本变高、且常温延性下降，因此上限设为
2.0％。进而，若考虑制造性、低温韧性和抗氧化性，则理想的是下限设为0.2％、上限设为
1.5％。
2.0％。进而，若考虑制造性、低温韧性和抗氧化性，则理想的是下限设为0.2％、上限设为
1.5％。
[0125] V：0～1.0％
[0126] V是提高耐腐蚀性的元素，也可以含有。该效果在含有0.05％以上时变得显著。由于过量含有不仅会导致析出物粗大化、高温强度下降，还会导致抗氧化性劣化，因此上限设为1.0％。进而，若考虑制造成本、制造性，则理想的是下限设为0.08％、上限设为0.5％。
[0127] Sn：0～0.5％
[0128] Sn是提高耐腐蚀性的元素，能够提高中温区域的高温强度，因此也可以含有。这些效果在0.01％以上时变得显著。由于过量含有会使制造性显著降低，因此上限设为0.5％。进而，若考虑抗氧化性、制造成本，则理想的是下限设为0.1％、上限设为0.5％。
[0129] Ni：0～1.0％
[0130] Ni是提高耐酸性、韧性的元素，也可以含有。这些效果在0.05％以上时变得显著。由于过量含有会导致成本变高，因此上限设为1.0％。进而，若考虑制造性，则理想的是下限设为0.1％、上限设为0.5％。
[0131] Mg：0～0.01％
[0132] Mg除了作为脱氧元素添加的情况以外，还是使板坯的组织微细化，有助于成形性的提高的元素。另外，Mg氧化物具有成为Ti(C、N)、Nb(C、N)等碳氮化物的析出位点、使其微细分散析出的效果。进而，还具有提高韧性的效果。因此，也可以含有Mg。这些效果在0.0002％以上时变得显著。由于过量含有会导致焊接性、耐腐蚀性的劣化，因此上限设为
0.01％。若考虑精炼成本，则理想的是下限设为0.0003％、上限设为0.0010％。
0.01％。若考虑精炼成本，则理想的是下限设为0.0003％、上限设为0.0010％。
[0133] Sb：0～0.5％
[0134] Sb有助于提高耐腐蚀性与高温强度，因此也可以含有。上述效果在0.01％以上时变得显著。由于过量含有存在会过度产生钢板制造时的板坯裂纹、延性下降的情况，因此上限设为0.5％。进而，若考虑精炼成本、制造性，则理想的是下限设为0.01％、上限设为0.15％。
[0135] Zr：0～0.3％
[0136] Zr与Ti、Nb一样为碳氮化物形成元素，是能够提高耐腐蚀性、深冲性的元素，也可以含有。这些效果在0.01％以上时变得显著。过量含有会导致制造性的劣化显著，因此上限设为0.3％。进而，若考虑成本、表面品质，则理想的是下限设为0.1％、上限设为0.3％。
[0137] Ta：0～0.3％
[0138] Hf：0～0.3％
[0139] Ta和Hf会与C、N结合从而有助于韧性的提高，因此也可以含有。该效果在0.01％以上时变得显著。由于过量含有不仅会使成本增加、还会使制造性显著劣化，因此任一元素的上限均设为0.3％。进而，若考虑精炼成本、制造性，则理想的是任一元素的下限均设为0.01％、上限均设为0.08％。
[0140] Co：0～0.3％
[0141] Co有助于改善高温强度，因此也可以含有。该效果在0.01％以上时变得显著。由于过量含有会导致韧性劣化，因此上限设为0.3％。进而，若考虑精炼成本、制造性，则理想的是下限设为0.01％、上限设为0.1％。
[0142] Ca：0～0.01％
[0143] Ca具有脱硫效果，因此也可以含有。该效果在0.0001％以上时变得显著。由于过量含有会生成粗大的CaS，使韧性、耐腐蚀性劣化，因此上限设为0.01％。进而，若考虑精炼成本、制造性，则理想的是下限设为0.0003％、上限设为0.0020％。
[0144] REM：0～0.2％
[0145] 从基于各种析出物的微细化来提高韧性、抗氧化性的角度出发，也可以含有REM。该效果在0.001％以上时变得显著。由于过量含有会使铸造性显著劣化，引起延性的下降，因此上限设为0.2％。进而，若考虑精炼成本、制造性，则理想的是下限设为0.001％、上限设为0.05％。REM(稀土元素)是钪(Sc)、钇(Y)这2种元素以及从镧(La)到镥(Lu)的15种元素(镧系)的总称。既可以单独添加，也可以是混合物。REM含量是指这些元素的总含量。
[0146] Ga：0～0.3％
[0147] Ga能够提高耐腐蚀性、抑制氢脆化，因此可以在0.3％以下的范围内含有。这些效果在0.0002％时变得显著。从制造性、成本、以及延性、韧性的角度出发，优选为0.0020％以下。
[0148] 本发明涉及的铁素体系不锈钢钢板是含有上述的各元素、余量为Fe和不可避免的杂质的钢板。需要说明的是，不可避免的杂质是指：工业上制造钢材时，从矿石、废料等原料中混入、以及由于其他的原因而混入的成分。对于其它的元素，无特别限定，但在本发明中，也可以根据需要含有0.001～0.1％的Bi等。需要说明的是，优选尽量减少As、Pb等常规的有害元素、杂质元素。
[0149] 〔以P化合物的形式存在的P的含量：0.005％以上(质量％)〕
[0150] 本发明涉及的铁素体系不锈钢钢板通过形成P的化合物而减少固溶P量、实现低条件屈服强度化和高延性化。作为P化合物，可以列举出例如FeP、FeTiP和FeNbP等。
[0151] 图1示出了冷轧钢板(1.5mm厚)中以P化合物的形式存在的P的含量(以下称为“P化合物中的P量”)与常温延性的关系。需要说明的是，图1是对含有0.03％的P的钢以各种温度模式进行热处理、并根据实施例所示的试验方法对P化合物中的P量与常温延性的关系进行调查而得到的结果。
[0152] 如图1所示，可知若P化合物中的P量为0.005％以上，则常温延性为30％以上。若常温延性为30％以上，则处于对当前制造的各种排气部件而言能够充分成型的水平。由P化合物生成带来的延性的提高源于固溶P量的降低。特别是，在含Nb的钢的情况下会影响由FeNbP的析出引起的固溶Nb量的降低，在含Ti的钢的情况下会影响由FeTiP的析出引起的固溶Ti量的降低。另外，发现本发明中的上述P化合物还有助于高温强度的提高。
[0153] 这是由于，析出物会阻碍高温下的位错，并且，以P化合物为核，在高温拉伸过程中拉夫斯相、Cu析出物(bcc-Cu、fcc-Cu)微细地析出，高温析出强化能力进一步增加。该效果不仅对高温强度有效，对排气部件所需的高循环疲劳、低循环疲劳(热疲劳)也有效。虽然高温下的强化所需的P化合物为0.005％以上即有效，但若使其过度析出，则有时也会促进疲劳破坏的起点、裂纹扩展，因此，上限设为0.100％为宜。另外，由于P化合物的形成会使退火后的酸洗性劣化，因此考虑到制造性，P化合物中的P量的下限设为0.006％、上限设为0.05％是理想的。
[0154] 需要说明的是，P化合物中的P量是指钢中以未固溶的P析出物的形式含有的P的含量(质量％)。本申请中，进行提取残留物分析来测定P化合物中的P量。具体而言，首先，将上述钢在四甲基氯化铵溶液中电解，使用直径0.2μm的过滤器过滤，由此得到残渣。然后，将提取的残渣溶解后，通过ICP进行分析，测定P化合物中的P量。
[0155] 〔制造方法〕
[0156] 本发明的钢板的制造方法由炼钢-热轧-退火-酸洗-冷轧-退火/酸洗的各工序组成。在炼钢中，优选将含有所述必要成分和根据需要添加的成分的钢转炉熔炼、然后进行二次精炼的方法。熔炼的钢水根据公知的铸造方法(连铸)制成板坯。板坯被加热至规定的温度，通过连续轧制被热轧至规定的板厚。热轧通过包含多个机架的热轧机而被轧制后进行卷取。对巻取温度没有限定，但从组织微细化的角度出发为400～750℃是理想的。
[0157] 热轧工序后的退火可以省略，酸洗后冷轧至规定的板厚。此处，使用串列式轧机和森吉米尔式轧机中的任一种均可。另外，压下率适当选择即可。
[0158] 冷轧后的退火是为了得到再结晶组织而实施的。由于具有上述的化学组成的钢的再结晶温度为870～1100℃，因此加热至该温度。需要说明的是，对于加热温度，考虑到常温材质时，使粒度编号达到5～8左右为佳，因此理想的是下限设为880℃、上限设为1050℃。在本发明中，重要的是对上述加热后的冷却方法进行控制，使P化合物适当地析出，提高常温加工性。
[0159] 具体而言，将从加热温度至800℃的平均冷却速度设为1℃/s以下，期间使P化合物生成、降低固溶P量。该平均冷却速度过慢时，在添加Nb的钢中会生成粗大的拉夫斯相，在添加Cu的钢中会析出粗大的ε-Cu，从而使韧性劣化。因此，下限设为0.1℃/s是理想的。进而，若考虑生产率，则下限设为0.2℃/s是理想的。
[0160] 之后，以5℃/s以上的平均冷却速度从800℃冷却至350℃。这是因为，该温度区域的平均冷却速度过慢时，P化合物、其它的碳氮化物、拉夫斯相或ε-Cu会粗大化，使高温强度降低，使韧性劣化，因此，将该温度区域的平均冷却速度设为5℃/s以上。若考虑钢板形状，则上限设为50℃/s是理想的。进而，若考虑生产率，则下限设为6℃/s是理想的。冷却方法可以采用水冷、强制风冷等。另外，冷轧板退火气氛等适当选择即可，冷轧/退火后，也可以进行调质轧制、放入拉伸矫直机中。进而，对于酸洗方法，适用现有的酸洗方法即可。
[0161] 实施例1
[0162] 将具有表1所示的化学组成的钢熔炼铸造成板坯，对板坯进行热轧制成厚度5mm的热轧钢卷。之后，将钢卷冷轧至1.5mm的厚度，实施退火/酸洗，得到产品板。此处，对于冷轧后的退火，将加热温度设为920℃，将从920℃至800℃的平均冷却速度设为1.0℃/s，将从800℃至350℃的平均冷却速度设为5.9℃/s。从得到的产品板中采集试验片，按照下述的试验方法进行P化合物中的P量的测定和常温的断裂伸长率(总伸长率)的测定。将其结果示于表2中。
[0163] (提取残留物分析)
[0164] 使用四甲基氯化铵溶液和直径0.2μm的过滤器提取钢中的析出物，并通过ICP进行分析，测定P化合物中的P量。需要说明的是，在提取残渣分析中，溶解2g的30mm×20mm表面积的试验片。
[0165] (常温拉伸试验)
[0166] 制作JIS13B号试验片，进行轧制方向与平行方向的拉伸试验，测定断裂伸长率(总伸长率)。常温的总伸长率为30％以上的情况判断为良好。
[0167] (高温高循环疲劳特性)
[0169] [表1]
[0170]
[0171] [表2]
[0172] 表2
[0173]
[0174] ＊表示在本发明规定的范围外。
[0175] 如表1和表2所示，满足本发明所规定的化学组成和P化合物量的例A1～A17中，常温延性和高温的疲劳特性优异。不满足这些的例B1～B9中，常温延性和高温的疲劳特性发生了劣化。
[0176] 实施例2
[0177] 针对具有表1的A1的化学组成的冷轧钢卷(1.5mm厚)，在表3所示的条件下进行退火，对上述特性进行了评价。
[0178] [表3]
[0179] 表3
[0180]
[0181] ＊表示在本发明规定的范围外。
[0182] 如表3所示，在满足本发明的规定的条件下制造的例A21～A25中，P化合物中的P量在本发明规定的范围内，常温延性和高温的疲劳特性优异。不满足这些的例B21～B25中，常温延性和高温的疲劳特性发生了劣化。
[0183] 产业上的可利用性
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