耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板、冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法
【专利摘要】本发明提供一种耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特征在于：以质量％计，含有C：0.02％以下、Si：0.1～1.0％、Mn：超过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和不可避免的杂质；在表层～t/4(t为板厚)的区域，{111}方位晶粒以面积率计存在20％以上，在t/4～t/2的区域，{111}方位晶粒以面积率计存在40％以上，而且在整个厚度区域，{011}方位晶粒以面积率计存在15％以下。
【专利说明】耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板、冷轧基材用铁素体系不锈 钢热轧钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及最适合使用于特别需要高温强度和耐氧化性的汽车排气系统构件 等的、加工性优良的耐热铁素体系不锈钢冷乳钢板、冷乳基材用（for cold rolling raw material)铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法。
[0002] 本申请基于2012年3月30日提出的日本专利申请第2012-081998号并主张其优 先权，这里引用其全部内容。
【背景技术】
[0003] 在汽车的排气歧管和消音器等排气系统构件中，使用要求高温强度和耐氧化性、 且含有Cr的耐热钢。这些排气系统构件往往由钢板进行压力加工、或者对钢板进行管加工 后采用各种成形加工来进行制造，因而要求作为基材的冷轧钢板的成形性。
[0004] 另一方面，随着排放气体温度的高温化，构件的使用环境温度也逐年高温化，需要 增加 Cr、Mo、Nb等合金添加量而提高高温强度等。但是，如果添加元素增加，则基材钢板的 加工性在单纯的制造中降低，因而对于复杂形状的构件往往不能进行压力成形。
[0005] 为提高铁素体系不锈钢钢板的加工性的指标即兰克福特值（r值），采取较大的冷 轧压下率是有效的，但由于上述的排气系统构件使用较厚（1. 5?2. 5_左右）的冷轧钢板 作为基材，因而在实施冷轧时的基材厚度受到某种程度的限制的目前的制造工序中，存在 无法充分确保冷轧压下率的问题。
[0006] 为解决这个问题，就不损害高温特性而用于提高压力成形性的指标即r值的成分 和制造方法进行了探索。
[0007] 为了提高以往的耐热铁素体系不锈钢钢板的加工性，公开了如专利文献1那样进 行成分调整的方法，但仅仅这样的话，在冷轧压下率比较低的较厚材料中，存在压力加工开 裂等问题。
[0008] 专利文献2为提高r值，根据热轧精加工开始温度、结束温度以及Nb含量与热轧 板退火温度之间的关系而规定了最适合的热轧板退火温度，但由于特别涉及Nb系析出物 的其它元素（C、N、Cr、Mo等）的影响，仅仅这样的话，往往无法得到充分的加工性。
[0009] 另外，专利文献3公开了一种对热轧板进行1小时以上的时效处理的方法，但在此 情况下，存在工业制造效率显著降低的缺点。
[0010] 专利文献4为了控制板厚中心层的结晶方位，公开了规定热轧和热轧板退火条件 而得到高r值的含Cr耐热钢板的技术。不过，由于r值不只是由产品的板厚中心层的结 晶方位来决定，因而往往无法得到充分的加工性。另外，由于热轧的板坯加热温度较低，为 1000?1150°C，因而存在表面缺陷等问题。
[0011] 专利文献5公开了一种作为加工性优良的排气部件用铁素体系不锈钢钢板，规定 从最表层到板厚的1/4区域的结晶方位的技术。其特征在于提高与轧制方向成45°方向的 r值和总拉伸率，而且作为其制造方法省略了热轧板退火，但即使45°方向的r值较高，压 力成形性也不能得到满足，而且在省略热轧板退火的情况下，被称为皱纹状变形的表面缺 陷在压力加工时成为问题，除此以外，在表面缺陷等的制造性方面还留有课题。
[0012] 现有技术文献
[0013] 专利文献
[0014] 专利文献1 :日本特开平9-279312号公报
[0015] 专利文献2 :日本特开2002-30346号公报
[0016] 专利文献3 :日本特开平8-199235号公报
[0017] 专利文献4 :国际公开第2004/53171号
[0018] 专利文献5 :日本特开2006-233278号公报
【发明内容】
[0019] 发明所要解决的课题
[0020] 本发明的目的在于，解决现有技术的问题，提供加工性优良的耐热铁素体系不锈 钢冷轧钢板、冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法。
[0021] 用于解决课题的手段
[0022] 为解决上述课题，本发明人对于耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板的加工性、特别是r 值的提高，就钢组成、热轧工序和冷轧工序各自的制造过程中的组织、析出物进行了详细的 研究。
[0023] 解决上述课题的本发明的要点如下：
[0024] 本发明的第一方式涉及一种耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特征在于：以质 量％计，含有C :0· 02%以下、Si :0· 1?1. 0%、Μη :超过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和不可避免的杂质；在将板厚设定为t的情况下，在表层（表面）?t/4的区域， {111}方位晶粒以面积率计存在20%以上，在t/4?t/2的区域，{111}方位晶粒以面积率 计存在40%以上，而且在整个厚度区域，{011}方位晶粒以面积率计存在15%以下。
[0025] 上述不锈钢冷轧钢板的加工性优良。在上述第一方式中，所谓表层?t/4的区域， 是指从钢板表面到深度t/4的区域，所谓t/4?t/2的区域，是指从深度t/4的区域到板厚 中心的区域。
[0026] 本发明的第二方式涉及根据上述第一方式的耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特 征在于：以质量％计，进一步含有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 种 以上。
[0027] 本发明的第三方式涉及一种冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧钢板，其是用于制造 上述第一或第二方式的耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板的冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧 钢板，其特征在于：在将板厚设定为t'的情况下，t' /2?t' /4区域中的组织是未再结 晶组织。
[0028] 所谓t' /4?t' /2的区域，是指从深度t' /4的区域到板厚中心的区域。上述 第三方式的铁素体系不锈钢热轧钢板具有与上述第一或第二方式的耐热铁素体系不锈钢 冷轧钢板实质上相同的组成。
[0029] 本发明的第四方式涉及一种冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，其 是上述第三方式的冷轧基材用铁素体系热轧钢板的制造方法，其特征在于：进行板坯（钢 坯）加热温度设定为1200?1300°C、精轧温度设定为800?950°C的热轧而制成热轧板， 以500°C以下的卷取温度对所述热轧板进行卷取，之后，在925?1000°C进行所述热轧板的 退火。
[0030] 上述第四方式中，成为钢板基材的板坯使用具有与上述第一或第二方式中记载的 钢板的组成实质上相同的组成的材料。
[0031] 本发明的第五方式涉及一种上述第一或第二方式的耐热铁素体系不锈钢冷轧钢 板的制造方法，其特征在于：在将板厚设定为t'的情况下，将在t' /2?t' /4的区域中 的组织为未再结晶组织的冷轧基材用铁素体系热轧钢板以60%以上的压下率进行冷轧而 制成冷轧板，之后，在1000?1KKTC进行所述冷轧板的退火。
[0032] 在上述第五方式中，成为冷轧钢板基材的热轧钢板使用具有与在上述第一或第二 方式中记载的冷轧钢板的组成实质上相同的组成的材料。
[0033] 上述耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板的制造方法也可以含有冷轧基材用铁素体 系热轧钢板的制造工序。即，本发明的第六方式涉及根据上述第五方式的耐热铁素体系 不锈钢冷轧钢板的制造方法，也可以包含如下的工序：进行板坯加热温度设定为1200? 1300°C、精轧温度设定为800?950°C的热轧而制成热轧板，以500°C以下的卷取温度对所 述热轧板进行卷取，之后，在925?KKKTC进行所述热轧板的退火，从而制造所述冷轧基材 用铁素体系热轧钢板。在此情况下，成为钢板基材的板坯使用具有与在上述第一或第二方 式中记载的钢板的组成实质上相同的组成的材料。
[0034] 发明的效果
[0035] 如上所述，根据本发明，在耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板中，通过规定钢的成分组 成，同时使热轧工序、冷轧工序的各条件最优化，并控制板厚方向的各区域的组织，便可以 确保高r值。
[0036] 特别地，在热轧工序中严格地规定卷取温度、热轧板退火温度，事先使冷轧工序前 的钢组织残留有{111}织构，同时形成为抑制了再结晶的未再结晶组织，从而即使在之后 的冷轧、退火工序中，也可以较多地生成对r值提高有效地起作用的具有{111}方向的晶 粒，可以得到对加工性有利的再结晶组织。
【专利附图】
【附图说明】
[0037] 图1是表示在本实施方式的铁素体系不锈钢冷轧钢板中，表层?t/4(t :板厚）的 区域中的{111}方位晶粒的面积率与平均r值之间的关系的图。
[0038] 图2是表示在本实施方式的铁素体系不锈钢冷轧钢板中，t/4?t/2 (t :板厚）的 区域中的{111}方位晶粒的面积率与平均r值之间的关系的图。
[0039] 图3是表示在本实施方式的铁素体系不锈钢冷轧钢板中，整个板厚区域中的 {011}方位晶粒的面积率与平均r值之间的关系的图。
[0040] 图4是表示本实施方式的热轧板退火温度T1与铁素体系不锈钢冷轧钢板（产品 板）的平均r值之间的关系的图。
【具体实施方式】
[0041] (铁素体系不锈钢冷轧钢板）
[0042] 以下，就本实施方式的铁素体系不锈钢冷轧钢板进行详细的说明。
[0043] 本实施方式涉及一种铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特征在于：以质量％计，含有 C :0· 02% 以下、Si :0· 1 ?1. 0%、Μη :超过 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 可避免的杂质；在将板厚设定为t的情况下，在表层?t/4的区域，具有{111}方位的晶粒 以面积率计存在20%以上，在t/4?t/2的区域，具有{111}方位的晶粒以面积率计存在 40%以上，而且在整个厚度区域，具有{011}方位的晶粒以面积率计存在15%以下。
[0044] 在此，所谓表层?t/4的区域，是指从钢板表面到深度t/4的区域，所谓t/4?t/2 的区域，是指从深度t/4的区域到板厚中心的区域。
[0045] 所谓具有{111}方位的晶粒（{111}方位晶粒），是指{111}面与板面（钢板表面） 平行的晶粒。所谓具有{011}方位的晶粒（{011}方位晶粒），是指{011}面与板面平行的 晶粒。上述的面积率可以表示为与板面垂直、且平行于轧制方向的面中的{111}方位晶粒 的面积率以及{011}方位晶粒的面积率。此外，上述的面积率例如可以通过在钢板的断面， 采用电子背散射衍射图像方法测量结晶方位的分布而求出。
[0046] 以下，就本发明的铁素体系不锈钢冷轧钢板的钢组成的限定理由进行说明。此外， 关于组成的％的标记，在没有特别说明的情况下是指质量％。
[0047] 碳（C):以质量％计为0.02%以下
[0048] C由于使加工性、耐蚀性和耐氧化性恶化，因而其含量越少越好，因此将上限设定 为0. 02%。但是，过度的减少由于导致精炼成本的增加，因而将下限优选设定为0. 001 %。 再者，考虑到制造成本和耐蚀性，C含量优选为0. 002%?0. 01%。
[0049] 硅（Si):以质量％计为0· 1%?1.0%
[0050] Si除了有时作为脱氧元素添加以外，也是提高钢的耐氧化性和高温强度的元素。 另外，由于是促进Laves相析出的元素，因而通过添加0. 1 %以上而在热轧板退火时析出粗 大的Laves相，有助于冷轧板退火时的{111}方位晶粒的发达和{011}方位晶粒的抑制，从 而有助于r值的提高。另一方面，过度的添加由于降低常温延展性而使加工性恶化，因而将 上限设定为1. 0%。再者，考虑到材质和氧化特性，Si含量优选为0. 2%?0. 5%。
[0051] 猛（Μη):以质量％计超过0. 6 %且在1. 5%以下
[0052] 厘11在高温下形成厘11〇204和厘11〇，从而提高氧化皮附着力。其效果在超过0.6 (%时 表现出来，因而将下限设定为超过〇. 6%。另一方面，由于增加氧化增量，因而通过添加超过 1. 5%的量而容易产生异常氧化。在排气歧管等排气部件中，如果产生氧化皮剥离和异常氧 化，则例如对催化剂和消音器等后续的部件产生障碍，或者由于板厚减少而使作为构造体 的可靠性降低。再者，考虑到加工性和制造性，Μη含量优选为0. 7%?1. 1%。
[0053] 磷（Ρ):以质量％计为0· 01%?0· 05%
[0054] Ρ与Si同样地是固溶强化元素，但由于是对钢的耐蚀性和韧性有害的元素，因而 材质上其含量越少越好，将上限设定为〇. 05 %。但是，过度的减少由于导致精炼成本的增 力口，因而将下限设定为0. 01 %。再者，考虑到制造成本和耐氧化性，P含量优选为0. ο 15%? 0. 025%。
[0055] 硫⑶：以质量％计为0· 0001%?0· 0100%
[0056] S从材质、耐蚀性和耐氧化性的角度考虑越少越好，因而将上限设定为0. 0100%。 特别地，过度的S的添加导致与Ti的化合物的生成，促进热轧退火板的再结晶和晶粒生长， 从而在热轧钢板中无法确保未再结晶组织，结果使r值恶化。但是，过度的减少由于导致精 炼成本的增加，因而将下限设定为0.0001%。再者，考虑到制造成本和耐蚀性，S含量优选 为 0· 0010%?0· 0050%。
[0057] 铬（Cr):以质量％计为 13. 0%?20. 0%
[0058] Cr为了提高高温强度和耐氧化性而需要添加13%以上，但20%以上的添加除了 因韧性恶化而使钢板的制造性变差以外，材质也发生恶化。因此，Cr的范围设定为13. 0? 20.0%。再者，从成本和耐蚀性的角度考虑，Cr含量优选为15.0%?19.0%。
[0059] 钥（Mo):以质量％计为0· 1%?3. 0%
[0060] Mo在提高耐蚀性的同时，还带来因固溶Mo引起的钢的高温强度和热疲劳特性的 提高。其效果在0.1 %以上时表现出来，因而将下限设定为0.1 %。但是，过度的添加造成 韧性恶化和拉伸率的降低。另外，在热轧板退火工序和冷轧板退火工序中，除了过于生成 Laves相而使{011}方位晶粒变得容易生成，从而带来r值的降低以外，由于在超过3.0% 的添加时使耐氧化性恶化，因而将上限设定为3. 0%。再者，考虑到长时间暴露于高温中后 的高温特性，特别是高温强度、热疲劳特性和高温高周疲劳特性以及制造成本和制造性，Mo 含量优选为1. 5%?1. 8%。
[0061] 钛〇1):以质量％计为 0.005%?0.20%
[0062] Ti是为了与C、N、S结合、进一步提高耐蚀性、耐晶界腐蚀性和深拉深性而添加的 元素。特别是由于提高r值的{111}结晶方位的发达在0.005%以上的Ti的添加时表现出 来，因而将下限设定为〇. 005%。由于因0. 20%以上的Ti的添加而使韧性和2次加工性恶 化，因而将上限设定为0. 2%。再者，考虑到制造成本、表面缺陷和氧化皮剥离性，Ti含量优 选为 0· 06%?0· 15%。
[0063] 铌（Nb):以质量％计为0· 30%?1. 0%
[0064] Nb由于通过固溶强化和析出强化而使高温强度和高温疲劳特性得以提高，因而是 必要元素。另外，将C和N以碳氮化物的形式固定下来，使冷轧钢板（产品板）的再结晶织 构发达，同时形成称为Laves相的Fe和Nb的金属间化合物，并通过其体积率和尺寸而对再 结晶织构的形成产生影响，从而有助于r值的提高。
[0065] 这些作用在Nb的添加量为0. 30%以上时表现出来，因而将下限设定为0. 30%。 另一方面，由于过度的Nb的添加造成硬质化，导致常温延展性的降低，因而将上限设定为 1. 0%。再者，考虑到成本和制造性，Nb含量优选为0. 40%?0. 60%。
[0066] 氮（N):以质量％计为0. 02%以下
[0067] N与C同样地使钢的加工性和耐氧化性恶化，因而其含量越少越好。因此，将上限 设定为0.02%。但是，过度的降低由于导致精炼成本的增加，因而考虑到成本，N含量优选 为 0· 005%?0· 015%。
[0068] 硼（B):以质量％计为 0· 0002%?0· 0050%
[0069] B是提高产品的压力加工时的2次加工性的元素，而且也使中温区域的高温强 度得以提高。这些效果在B的添加量为0. 0002%以上时表现出来，因而将下限设定为 0. 0002%。另一方面，因超过0. 0050%的B的添加，除了生成Cr2B等B化合物，从而使晶界 腐蚀性和疲劳特性恶化以外，还引起{011}方位晶粒的增加，从而发生低r值化。因此，将 上限设定为〇. 0050%。再者，考虑到焊接性和制造性，B含量优选为0. 0003%?0. 0020%。
[0070] 铝（A1):以质量 ％ 计为 0· 005 % ?0· 50 %
[0071] A1除了有时作为脱氧元素添加以外，还使钢的高温强度和耐氧化性得以提高。其 作用从0.005%开始表现出来，因而将下限设定为0.005%。另一方面，超过0. 50%以上的 A1的添加，除了引起不锈钢的拉伸率降低和焊接性及表面质量的恶化以外，还因 A1氧化物 促进{011}方位晶粒的生成，钢板的r值降低，因而将上限设定为0.50%。再者，考虑到精 炼成本，A1含量优选为0.01 %?0. 15%。
[0072] 另外，在本实施方式中，除了上述元素以外，钢板以质量％计，优选进一步含有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 种以上。
[0073] 铜（Cu):以质量％计为0· 4%?2. 0%
[0074] Cu提高不锈钢的耐蚀性，同时是因 ε -Cu析出而特别使中温区域的高温强度得以 提高的元素，因而根据需要添加到钢材中。其效果通过添加〇. 4%以上而表现出来，因而将 下限设定为〇. 4%。另一方面，因添加超过2. 0%而造成钢材的韧性恶化和拉伸率的极端降 低，而且在热轧过程中ε-Cu过剩地析出，从而生成{011}方位晶粒而发生低r值化。因 此，将Cu的添加量的上限设定为2. 0%。再者，考虑到耐氧化性和制造性，Cu含量优选为 0· 5%?1. 5%。
[0075] 镍（Ni):以质量％计为0· 1%?2.0%
[0076] Ni由于是提高韧性和耐蚀性的元素，因而根据需要添加。对韧性的作用在0. 1% 以上时表现出来，因而将下限设定为0. 1 %。另一方面，因超过2. 0%的添加，生成奥氏体 相而发生低r值化，因而将上限设定为2. 0%。再者，考虑到成本，Ni含量优选为0. 1 %? 0· 5%。
[0077] 钨（W):以质量％计为0· 1%?3.0%
[0078] W是因提高高温强度而根据需要添加的元素，其作用从0. 1%开始表现出来。因 此，将W添加量的下限设定为0. 1 %。但是，过度的添加造成钢材的韧性恶化和拉伸率的降 低。另外，Laves相过于生成而使{011}方位晶粒容易生成，造成r值的降低，因而将上限 设定为3. 0%。再者，考虑到制造成本和制造性，W含量优选为0. 1 %?2. 0%。
[0079] 锆（Zr):以质量 ％ 计为 0· 05% ?0· 30%
[0080] Zr是提高耐氧化性的元素，可根据需要添加。其作用由于在Zr含量为0. 05%以 上时表现出来，因而将下限设定为0. 05%。但是，超过0. 30%的量的添加使韧性和酸洗性 等制造性显著恶化，而且使Zr与碳以及氮的化合物粗大化，从而使热轧退火板组织粗粒 化，以致成为低r值，因而将上限设定为0. 30%。再者，考虑到制造成本，Zr含量优选为 0. 05%?0. 20%。
[0081] 锡（Sn):以质量 ％ 计为 0· 05% ?0· 50%
[0082] Sn由于偏析于晶界而提高高温强度，因而是根据需要添加的元素。其作用在Sn的 含量为0. 05%以上时表现出来，因而将下限设定为0. 05%。但是，因超过0. 5%的添加而产 生Sn偏析，在偏析部产生{011}方位晶粒，从而发生低r值化，因而将上限设定为0. 50%。 再者，考虑到高温特性和制造成本以及韧性，Sn含量优选为0. 10%?0. 30%。
[0083] 钴（Co):以质量 ％ 计为 0· 05 % ?0· 50%
[0084] Co是提高高温强度的元素，根据需要添加0.05%以上。但是，过度的添加由于使 加工性恶化，因而将上限设定为0.50%。再者，考虑到制造成本，Co含量优选为0.05%? 0· 30%。
[0085] 镁（Mg):以质量％计为 0· 0002%?0· 0100%
[0086] Mg除了在钢水中与A1 -起形成Mg氧化物而作为脱氧剂而起作用以外，微细结晶 析出的Mg氧化物成为晶核，从而Nb和Ti系析出物微细析出。如果Nb和Ti系析出物在热 轧工序微细析出，则在热轧工序和热轧板退火工序中，微细析出物抑制再结晶和{011}方 位晶粒的形成，从而有助于未再结晶组织的形成。其作用表现出来从0.0002%开始，因而将 下限设定为〇. 0002%。但是，过度的Mg的添加由于造成钢材的耐氧化性的恶化和焊接性的 降低等，因而将上限设定为0.0100%。再者，考虑到精炼成本，Mg含量优选为0.0003%? 0· 0020%。
[0087] 下面就本实施方式的铁素体系不锈钢冷轧钢板的织构进行说明。
[0088] 本实施方式的铁素体系不锈钢冷轧钢板的织构重要的是，在将板厚设定为t的情 况下，在表层?t/4的区域（从表面到深度t/4的区域），具有{111}方位的晶粒（以下简 称为{111}方位晶粒）以面积率计为20%以上，在t/4?t/2的区域（从深度t/4到板厚 中心的区域），{111}方位晶粒以面积率计为40%以上。再者，重要的还有在板厚的整个厚 度区域，具有{011}方位的晶粒（以下简称为{011}方位晶粒）以面积率计为15%以下。
[0089] 另外，所谓具有{111}方位的晶粒，是指结晶的方位用面指数{111}表示的晶粒， 也就是说，是指{111}面与板面（钢板表面）平行的晶粒。所谓具有{011}方位的晶粒，是 指结晶的方位用面指数{011}表示的晶粒，也就是说，是指{011}面与板面平行的晶粒。
[0090] {111}方位晶粒和{011}方位晶粒的面积率能够以垂直于钢板表面且平行于轧制 方向的面中的各方位的晶粒的面积率的形式求出。
[0091] 下面就本实施方式的织构的限定理由进行说明。
[0092] 加工性的提高指标即兰克福特值（r值）与再结晶织构相关联是众所周知的事实。 一般地说，为人所知的有通过增加具有{111}方位的晶粒的比率来提高r值。不过，结晶方 位的分布在板厚方向是不均匀的，只是控制特定部位的结晶方位，高r值的确保未必是不 充分的。
[0093] 于是，本发明就冷轧钢板（产品板）的板厚方向的结晶方位分布与r值之间的关 系，考虑板厚方向的不均匀性而进行了详细的研究。其结果判明：在表层?t/4(t为板厚） 和t/4?t/2的各自的区域，{111}方位晶粒以面积率计，分别需要存在20%以上和40%以 上。而且还判明：在整个厚度中，{011}方位晶粒以面积率计需要存在15%以下。此外，为 了更加稳定地确保r值，{111}方位晶粒在表层?t/4的区域优选存在25%以上，在t/4? t/2的区域优选存在45%以上，{011}方位晶粒优选设定为10%以下。
[0094] 图1?3表示了各结晶方位的面积率（比率）与产品板的平均r值之间的关系。
[0095] 在此，r值是从冷轧退火板上采集JIS13号B拉伸试验片，在与轧制方向成45°方 向、与轧制方向成90°方向施加14. 4%的应变后，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。是拉伸前的板宽，W是拉伸后的板宽，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，&是轧制方向的r值、r45是与轧制方向成45°方向的r值，r9(l是与轧制方 向成直角方向的r值。
[0100] 此外，对于要求复杂形状的排气部件，如果平均r值为1.2以上，则具有能够进行 充分加工的特性。因此，在本实施方式中，只有平均r值为1.2以上，就判断为具有优良的 加工性。
[0101] 另外，结晶方位的测量是从产品板上与板面垂直地切取与轧制方向成平行方向的 面，用结晶方位分析装置 EBSP(Electron Back Scatter diffraction Pattern)遍及整个 板厚区域鉴定晶粒的方位，从而决定{ill}方位晶粒和{oil}方位晶粒的面积率。由这些 结果表明：在本发明中，由结晶方位控制产生的高r值化必须考虑板厚方向的{111}方位晶 粒频率的变动，而且必须考虑{011}方位晶粒。
[0102] 图1是表示在本实施方式的铁素体系不锈钢冷轧钢板中，表层?t/4的区域中的 {111}方位晶粒的面积率与平均r值之间的关系的图，图2是表示t/4?t/2的区域中的 {111}方位晶粒的面积率与平均r值之间的关系的图。
[0103] 由图1、图2可知：{111}方位晶粒的比率越高，平均r值也越大，加工性越会提高。 进而可知：为了确保平均r值在1. 2以上，在钢板表层?t/4的区域确保{111}方位晶粒为 20%以上，在t/4?t/2的区域确保{111}方位晶粒为40%是很重要的。
[0104] 此外，为调查图1、图2所示的关系而使用的铁素体系不锈钢冷轧钢板的钢成分 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 (剩余部分为Fe和不可避免的杂质）。
[0105] 图3是表示在本实施方式的铁素体系不锈钢冷轧钢板中，整个板厚区域中的 {011}方位晶粒的面积率与平均r值之间的关系的图。
[0106] 由图3可知：在整个板厚中，{011}方位晶粒的比率越高，平均r值越降低，加工性 越会恶化。进而可知：为了确保平均r值为1. 2以上，在整个厚度中将{011}方位晶粒设定 为15%以下是很重要的。
[0107] 此外，为调查图3所示的关系而使用的铁素体系不锈钢冷轧钢板的钢成分是： 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 (剩余部分为Fe和不可避免的杂质）。
[0108] 下面就成为上述铁素体系不锈钢冷轧钢板基材的冷轧基材用铁素体系不锈钢热 轧钢板进行说明。
[0109] 在本发明中，除了上述的冷轧钢板（冷轧板）的织构和成分组成之外，对制造方法 也进行了研究，结果发现，通过作为上述冷轧钢板基材的热轧钢板（冷轧基材热轧板）的组 织，使冷轧板的织构受到影响，也使冷轧板的r值受到影响。
[0110] 即发现：在冷轧基材热轧板的c /4?C /2(1是冷轧基材热轧板的板厚） 区域的组织为未再结晶组织的情况下，由那样的冷轧基材热轧板制造的冷轧钢板成为高r 值。此外，所谓t' /4?t' /2区域，是指从距钢板表面的深度t' /4到板厚中心的区域。
[0111] 如果具体地进行说明，则如上所述，在冷轧板中为提高r值，确保具有{111}方位 的晶粒是有效的。因此，在作为冷轧板基材的热轧钢板中，事先使{111}织构发达，而且不 使这样的织构再结晶而形成为未再结晶组织是非常重要的。也就是说，在未再结晶组织中， 在平行于热轧钢板的轧制方向且垂直于板面的断面，晶粒表现出以面指数{111}表示的取 向性（{111}面与板面平行的取向性）。
[0112] 下面就这样的冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法进行说明。
[0113] (冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法）
[0114] 下面就本实施方式的冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法进行说明。
[0115] 本实施方式的冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法是：冶炼具有上述 钢组成的铁素体系不锈钢，炼钢后，对于铸造而成的钢坯（板坯），将板坯加热温度设定为 1200?1300°C、精轧温度设定为800?950°C而进行热轧，从而制成热轧板，接着，以500°C 以下的卷取温度对所述热轧板进行卷取，之后，在925?1000°C进行热轧板退火。
[0116] 在热轧中，当板坯加热温度低于1200°C时，除了过度地引入由轧制产生的热轧应 变，从而使之后的组织控制变得困难以外，由于表面缺陷也成为问题，因而将下限设定为 1200°C。另一方面，如果加热温度超过1300°C，则热轧以后的组织粗粒化而使{111}织构的 发达受到抑制，同时由于组织往往成为再结晶组织，因而将上限设定为1300°C。再者，考虑 到生产率，优选为1230?1280°C。
[0117] 在热轧时，板坯加热后，继多个道次的粗轧后，实施多个道次的精轧，然后卷取成 卷材状。此时，精轧温度低于800°C时，由于表面缺陷成为问题，因而将精轧温度的下限设定 为800°C。另一方面，在超过950°C时，热轧以后的组织粗粒化而使{111}织构的发达受到 抑制，同时由于组织往往成为再结晶组织，因而将上限设定为950°C。再者，考虑到生产率， 精轧温度优选为850?930°C。
[0118] 关于卷取温度，从抑制热轧组织的恢复和热轧板韧性的角度考虑，设定为500°C以 下。即在本发明中，这样地通过使卷取温度为500°C以下的低温，可以不使由热轧工序所得 到的{111}织构恢复而维持该织构的状态不变地继续进行后续工序。再者，考虑到生产率、 韧性和卷材形状，优选为400?480°C。在卷取温度超过500°C的情况下，随后进行的热轧板 退火工序的退火温度即使适当，在板厚的表层部附近产生的起因于热轧剪切应变的{110} 方位晶粒也会在从热轧卷取后冷却到常温的过程中生长，在其后的退火工序中通过蚕食其 它方位而残留于产品板中。该{110}方位晶粒由于造成r值的降低，因而卷取温度设定为 500°C以下。另外，为了抑制在从热轧精轧后到卷取的期间的{110}方位晶粒的生长，优选 以50°C /sec以上的冷却速度进行冷却。
[0119] 热轧后的热轧板退火一般在得到再结晶组织的温度下进行热处理。不过，在板厚 方向产生组织的不均匀性。
[0120] 本发明发现：该板厚方向的组织不均匀性极大地影响产品板的r值，如前所述，获 得了如下的见解：在t' /4?t' /2(t'为板厚）区域的组织为未再结晶组织的情况下， 在冷轧钢板即产品板中，可以得到高r值。
[0121] 图4表示了热轧板退火温度和产品板的平均r值之间的关系。在此，钢A (图中的 符号?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 (剩余部分为 Fe 和不可避免杂质） 的组成，钢B(图中的符号▲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 为Fe和不可避免杂质）的组成。在图中，也表示了热轧板退火后的t' /4?t' /2区域 的组织状态，符号?和▲为未再结晶组织，符号〇和八是再结晶组织。
[0122] 再结晶温度随钢成分的不同而不同，但在本发明的组成中，可以在925?KKKTC 的范围发现适当的热轧板退火温度。即可以发现成为对冷轧基材热轧板适当的组织的、在 t' /4?t' /2(t'为冷轧基材热轧板板厚）成为未再结晶组织（不成为完全再结晶组 织）的温度。通过使用这样的冷轧基材热轧板作为冷轧钢板的基材，可以得到平均r值为 1. 2以上的高加工材料。
[0123] 在此，在采用通常制造法使冷轧基材热轧板的t' /4?t' /2区域再结晶组织化 的情况下，成为随机的结晶方位分布，在其后的冷轧中的织构的发达并不充分，从而在冷轧 板退火后，{111}方位晶粒不会充分生成。另一方面，如本发明那样，如果使冷轧基材热轧 板的t' /4?t' /2区域成为未再结晶组织，则由于使在热轧板中发达的{111}织构保持 残留的状态不变而进行冷轧，因而即使在其后的冷轧板退火中，也会大量生成{111}方位 晶粒，从而有助于商r值。
[0124] 不过，如果热轧板退火温度过于低温或者省略热轧板退火，则在板厚的表层部附 近产生的起因于热轧剪切应变的{110}方位晶粒大量残留在冷轧退火后的产品板中。该方 位晶粒由于造成r值的降低，因而热轧板退火必须在800°C以上。此外，本发明为了更加抑 制对r值的提高施加不良影响的{110}方位晶粒的生长，同时使平均r值为1.2以上，热轧 板退火温度的下限设定为925°C。
[0125] 另一方面，如果热轧板退火设定为超过KKKTC，则t' /4?t' /2区域的组织成 为再结晶组织，在使表层的再结晶晶粒粗大化的同时，由于热轧板退火后被称为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，因热轧板退火而粗大地 生成的Laves相由于成为冷轧板退火时的再结晶织构的晶核生成点，因而优选在冷轧基材 中事先使其析出。
[0126] 考虑到这些方面，热轧板退火温度的上限设定为KKKTC。再者，因高温退火带来的 晶粒粗大化和氧化皮的生成的促进由于分别会造成板断裂和氧化皮残余等表面质量的降 低，因而考虑到热轧板韧性和酸洗性，优选为925?980°C。
[0127] (铁素体系不锈钢冷轧钢板的制造方法）
[0128] 接着，将这样的冷轧基材热轧板冷轧到厚度2mm，根据钢成分的不同，在1000? 1KKTC进行热处理，使得结晶粒度号码为5?7,从而制成产品板。
[0129] 具体来说，首先，为在冷轧板中得到在{111}方位结晶生长的再结晶核，冷轧压下 率设定为60%以上。也就是说，如果冷轧压下率过低，则不能通过后续的退火工序而充分生 成用于再结晶为{111}方位晶粒的再结晶核，从而产品板的r值的提高并不充分，因此，将 压下率设定为60%以上是很重要的。再者，考虑到生产率和各向异性，压下率优选为60? 80%。
[0130] 其次，对于使生长为{111}方位结晶的再结晶核得以生成的冷轧板，在1000? 1KKTC进行冷轧板退火。通常为了得到再结晶组织，冷轧板的退火按照钢成分来决定热处 理温度，但在低于l〇〇〇°C时，因本发明的钢成分而成为未再结晶组织，因而将下限设定为 1000°C。另一方面，在超过11 oo°c时，由于晶粒粗大化，加工时产生表面粗糙，成为开裂的原 因，因而将上限设定为1KKTC。再者，考虑到拉伸率和酸洗性，优选为1010?1070°C。
[0131] 如上所述，可以得到一种铁素体系不锈钢冷轧钢板，其提高了 {111}方位晶粒的 面积率，同时抑制了 {011}方位晶粒，从而加工性优良。
[0132] 另外，板坯厚度、热轧板厚度等可以适宜设计。另外，在冷轧时，使用的工作轧辊的 轧辊粗糙度、乳辊直径、还有轧制油、乳制道次数、乳制速度、乳制温度等也可以适宜选择。 另外，冷轧板退火只要需要，可以是在氢气或氮气等非氧化气氛中进行退火的光亮退火，也 可以在大气中进行退火。
[0133] 实施例
[0134] 以下，根据实施例就本发明的效果进行说明，但本发明并不限定于以下的实施例 所使用的条件。
[0135] (实施例1)
[0136] 在本实施例中，首先熔炼表1所示的成分组成的钢并铸造成板坯，热轧板坯，将其 制成5. 0_厚度的热轧板。其后，在对热轧板进行连续退火处理后，进行酸洗，冷轧至2. 0_ 厚度，并实施连续退火-酸洗而制成产品板。此外，在表1所示的成分组成中，钢No. 1?13 在本发明范围外，钢No. 14?32在发明范围外，关于偏离本发明的成分组成，标注下划线来 表不。
[0137] 热轧条件全部在本发明的范围内，将板坯加热温度设定为1200?1300°C，将精轧 温度设定为800?950°C，将卷取温度设定为500°C以下。另外，关于热轧板退火条件，在使 退火温度为800?1000°C且在C /2?C /4(1 :热轧板的板厚）成为未再结晶组织的 温度下进行。其后，以60%的压下率实施冷轧。冷轧板退火根据钢成分的不同在1000? 1KKTC进行，从而使其成为再结晶组织。
[0138]
【权利要求】
1. 一种耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特征在于：以质量％计，含有c:0.02%以下、 Si :0· 1 ?1. 0%、Μη :超过 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和不可避免的杂质；在将 板厚设定为t的情况下，在表层?t/4的区域，{111}方位晶粒以面积率计存在20%以上， 在t/4?t/2的区域，{111}方位晶粒以面积率计存在40%以上，而且在整个厚度区域， {011}方位晶粒以面积率计存在15%以下。
2. 根据权利要求1所述的耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特征在于：以质量％计， 进一步含有 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 种以上。
3. -种冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧钢板，其是用于制造权利要求1或2所述的耐 热铁素体系不锈钢冷轧钢板的冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧钢板，其特征在于：在将板 厚设定为t'的情况下，t' /2?t' /4区域中的组织是未再结晶组织。
4. 一种冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，其是权利要求3所述的冷 轧基材用铁素体系热轧钢板的制造方法，其特征在于：进行板坯加热温度设定为1200? 1300°C、精轧温度设定为800?950°C的热轧而制成热轧板，以500°C以下的卷取温度对所 述热轧板进行卷取，之后，在925?KKKTC进行所述热轧板的退火。
5. -种耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板的制造方法，其是权利要求1或2所述的耐热 铁素体系不锈钢冷轧钢板的制造方法，其特征在于：在将板厚设定为C的情况下，将在 t' /2?t' /4的区域中的组织为未再结晶组织的冷轧基材用铁素体系热轧钢板以60% 以上的压下率进行冷轧而制成冷轧板，之后，在1000?ll〇〇°C进行所述冷轧板的退火。
6. -种耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板的制造方法，其是权利要求5所述的耐热铁素体 系不锈钢冷轧钢板的制造方法，其特征在于：包含如下的工序：进行板坯加热温度设定为 1200?1300°C、精轧温度设定为800?950°C的热轧而制成热轧板，以500°C以下的卷取温 度对所述热轧板进行卷取，之后，在925?KKKTC进行所述热轧板的退火，从而制造出所述 冷轧基材用铁素体系热轧钢板。
【文档编号】C21D9/46GK104093871SQ201380006138
【公开日】2014年10月8日 申请日期:2013年3月26日 优先权日:2012年3月30日
【发明者】滨田纯一, 小山祐司, 井上宜治, 小森唯志, 札轩富美夫, 田上利男, 小野直人 申请人:新日铁住金不锈钢株式会社