CN102361999A - 耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板 - Google Patents

耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板 Download PDF

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Abstract

本发明的耐热性和加工性优良的廉价的铁素体系不锈钢板的特征在于，以质量％计含有C：0.02％以下、N：0.02％以下、Si：2％以下、Mn：2％以下、Cr：10～20％、Cu：0.4～3％、Ti：0.01～0.5％、B：0.0002～0.0030％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。

Description

耐热性和加工性优良的铁素体系不锈钢板
技术领域
本发明涉及特别是在需要高温强度和耐氧化性的排气系统部件等的使用中最适合的、耐热性优良的铁素体系不锈钢板。
背景技术
汽车的排气歧管、前管(front pipe)及中心管(center pipe)等排气系统部件流通从引擎排出的高温的排气。因此，对于构成排气系统部件的材料，要求具有耐氧化性、高温强度、热疲劳特性等多种特性。
以往，在汽车排气部件中，一般使用铸铁，但是从排气限制的强化、引擎性能的提高、车体轻量化等观点出发，开始使用不锈钢制的排气歧管。
排气温度根据车辆种类和引擎构造而不同，但是，通常为600～800℃左右，在这样的温度区域中长时间使用的环境中希望得到具有高的高温强度、耐氧化性的材料。
在不锈钢中，奥氏体系不锈钢的耐热性和加工性优良。但是，奥氏体系不锈钢的热膨胀系数大，因此在应用于像排气歧管那样反复受到加热、冷却的部件的情况下，容易发生热疲劳破坏。
铁素体系不锈钢与奥氏体系不锈钢相比热膨胀系数小，因此热疲劳特性和耐氧化皮剥离性优异。由于不含Ni，因此与奥氏体系不锈钢相比材料成本也低，能广泛地使用。
铁素体系不锈钢与奥氏体系不锈钢相比高温强度低。因此，开发了使高温强度提高的技术。例如有SUS430J1(Nb添加钢)、Nb-Si添加钢、SUS444(Nb-Mo添加钢)，均添加了Nb。它们是利用由Nb引起的固溶强化或析出强化而使高温强度提高的钢。
如果添加Nb，则不锈钢的再结晶温度增高，因此在制造钢板时，需要提高退火温度。
不锈钢通过添加Nb而硬质化，因此需要在热轧后实施热轧板退火，在软质化后进行冷轧。
起因于在热轧工序中析出的Nb析出物，使得韧性降低，有时在制造工序中产生裂纹或断裂。
在Nb添加钢中，制品板容易硬质化，延伸率容易降低。进而，成为深拉深性的指标的r值低。这是因为通过固溶Nb或析出Nb的存在，抑制常温下的硬质化和再结晶织构的发达。因此，成形排气构件时的冲压性降低，形状自由度减小。
如上所述，Nb添加钢的钢板的生产率、制造性及加工性差。Nb的合金成本高，因此，由于添加Nb而使制造成本也上升。
进而，在SUS444中添加的Mo由于合金成本高，因此构件成本显著上升。
如果能通过Nb以外的添加元素提高高温强度，则能抑制Nb添加量，从而能以低成本提供加工性优良的耐热铁素体系不锈钢板。
作为除Nb及Mo以外的对于高温强度提高有贡献的添加元素，有Cu。
在专利文献1中公开了为了提高低温韧性而添加0.5％以下的Cu。这不是从耐热性的观点出发的Cu的添加。
在专利文献2中公开了利用了提高钢的耐腐蚀性及耐候性的作用的技术。这不是从耐热性的观点出发的Cu的添加。
在专利文献3～6中公开了利用Cu析出物的析出硬化、使600℃或700～800℃的温度区域的高温强度提高的技术。但是，它们均是与Nb的复合添加，制造性及加工性差且成本高。
关于通过添加Cu来提高高温强度的以往技术是利用了Cu析出物的技术。Cu析出物在长时间暴露在高温中的情况下，通过析出物的凝聚/合并而快速地发生粗大化，因此析出强化能力显著降低。
在像排气歧管那样受到伴随着引擎的起动、停止的热循环的情况下，因长时间的使用而导致高温强度显著降低，有发生热疲劳破坏的危险性。
尤其是在大量添加了Nb的成分组成的情况下，在高温加热时Cu析出物在被称为Laves相的粗大的析出物(Fe2Nb)与母相的界面处析出，因此无法得到由Cu析出物引起的析出强化的效果。
在专利文献6中公开了通过Nb-Cu-B复合添加而使微细的Cu析出的技术。但是，在该方法中也无法避免与Laves相的复合析出。此外，由于添加微量的Mo，加工性变差且成本增高。
如上所述，虽然存在为了使高温强度提高而使Cu析出的例子，但是，在以往技术中，无法使Cu微细析出，从加工性和成本的观点出发也是不够的。
此外，作为含有B的钢，在专利文献7～9中公开了高温特性优良的铁素体系不锈钢。它们均是为了改善加工性而添加了B的钢，不是从耐热性的观点出发的添加。
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：日本专利第3446667号公报
专利文献3：国际公开WO2003/004714号公报
专利文献4：日本专利第3468156号公报
专利文献5：日本专利第3397167号公报
专利文献6：日本特开2008-240143号公报
专利文献7：日本特开平9-279312号公报
专利文献8：日本特开2000-169943号公报
专利文献9：日本特开平10-204590号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的在于廉价地提供特别是在排气的最高温度成为600～800℃的热环境下使用的、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
在本发明中，其目的在于，在未添加Nb的钢成分中通过添加Cu而使Cu析出物微细地分散，从而使铁素体系不锈钢板的高温特性提高。
因此，本发明人们着眼于通过Ti-Cu-B复合添加来有效利用析出物微细化。
本发明人们对于不添加Nb(或少量添加)的钢在500℃～800℃左右的强度及常温延展性进行了详细调查，得出了如下见解。
在Cu添加钢的情况下，在500℃～800℃左右的范围中，由于Cu析出物大量析出，因此，为了使高温强度提高而控制析出物的形态的方法是有效的。
具体而言，通过将Ti和Cu复合添加，进而添加B，从而Cu析出物均一地微细析出，能有效利用析出强化，并且能抑制由时效热处理引起的强度降低。这对于像排气部件那样反复受到热循环、长期被使用的构件的耐久稳定性是有效的。
在Nb添加钢中添加了Cu的情况下，Cu析出物也会析出而对于强化起作用，但是，同时生成被称为Laves相的Fe与Nb的析出物(Fe2Nb)。在Mo添加钢中也同样地生成Fe与Mo的析出物(Fe2Mo)。
在该情况下，由于Cu在粗大的Laves相与母相的界面处复合析出，从而无法微细析出。此外，根据温度条件，随着时间的经过，Cu析出物剧烈地粗大化。
在这样的析出形态的情况下，析出强化的效果降低，因此无法得到充分的高温强度，耐久性降低。
本发明人们基于上述见解，通过使微细的Cu析出物单独析出而得到析出强化的效果，并且为了抑制Cu析出物的粗大化，采用了不发生Laves相与Cu复合析出的微细析出技术，能廉价地提供发挥耐热性能的铁素体系不锈钢板。
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：2％以下、Mn：2％以下、Cr：10～20％、Cu：0.4～3％、Ti：0.01～0.5％、B：0.0002～0.0030％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。
(2)根据上述(1)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％计还含有Nb：0.01～0.3％、Mo：0.01～0.3％、Al：2.5％以下、V：1％以下、Zr：1％以下、Sn：1％以下中的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，将具有上述(1)或(2)的成分组成的铁素体系不锈钢热轧而制成热轧板后，省略热轧板退火而对该热轧板实施酸洗，然后通过直径为400mm以上的轧辊进行冷轧，接着实施最终退火。
发明效果
根据本发明，即使不大量添加Nb，也能得到高温强度和加工性优良的铁素体系不锈钢板。本发明的铁素体系不锈钢板特别是通过应用于汽车等的排气系统部件中，可在环境对策和构件的低成本化等方面得到显著效果。
附图说明
图1是表示本发明钢与比较钢的高温拉伸试验中的0.2％屈服强度的图。
具体实施方式
以下对本发明的铁素体系不锈钢板的成分组成的限定理由进行说明。没有规定下限的成分在本发明的范围内含有直到不可避免的杂质水平。
C使成形性和耐腐蚀性劣化，招致高温强度降低，因此其含量越少越好。因而，将C的含量设为0.02％以下，更优选为0.009％以下。C的含量的下限没有特别规定，但是过度的降低牵涉到精炼成本的增加，因此优选设为0.001％以上。
N与C同样地使成形性和耐腐蚀性劣化，招致高温强度降低，因此其含量越少越好。因而，将N的含量设为0.02％以下，更优选为0.015％以下。N的含量的下限没有特别规定，但是过度的降低牵涉到精炼成本的增加，因此优选设为0.003％以上。
Si是作为脱氧剂有用的元素，并且是改善高温强度和耐氧化性的元素。800℃左右为止的高温强度与Si量的增加一起提高。为了获得该效果，优选将Si的含量设为0.1％以上。Si的过度添加使常温延展性降低，因此将Si的含量的上限设为2％。如果考虑到耐氧化性，则优选为0.2～1.0％。
Mn是作为脱氧剂而添加的元素，并且对于在600～800℃左右的中温区域下的高温强度上升有贡献。此外，在长时间使用中在表层形成Mn系氧化物，对于氧化皮密合性的提高和异常氧化的抑制有贡献。若Mn的含量超过2％，则常温延展性降低，进而，由于形成MnS而耐腐蚀性降低，因此将Mn的含量的上限设为2％。若考虑到高温延展性和氧化皮密合性，则Mn的含量优选为0.1～1.0％。
Cr在本发明中是为了确保耐氧化性和耐腐蚀性而必需的元素。Cr的含量低于10％的情况下，无法得到该效果。若Cr的含量超过20％，则导致加工性的降低和韧性的劣化。因此，Cr的含量设为10～20％。若考虑到制造性和高温延展性，则优选为10～18％。
Cu是对于在600～800℃左右的中温区域中的高温强度的提高特别有效的元素。其是在中温区域中通过Cu析出物的生成而进行析出强化的元素。
图1表示本发明的钢(钢A、钢B、钢C)与比较钢(SUH409L、Nb-Si钢)在高温拉伸试验中的0.2％屈服强度。
钢A的成分组成为0.005％C-0.007％N-0.41％Si-0.45％Mn-10.5％Cr-1.25％Cu-0.15％Ti-0.0009％B。
钢B的成分组成为0.006％C-0.009％N-0.88％Si-0.31％Mn-13.9％Cr-1.42％Cu-0.11％Ti-0.0005％B。
钢C的成分组成为0.004％C-0.011％N-0.11％Si-0.13％Mn-17.5％Cr-1.36％Cu-0.19％Ti-0.0004％B。
比较钢是广泛使用的钢。
SUH409L的成分组成为0.005％C-0.007％N-0.35％Si-0.50％Mn-10.5％Cr-0.15％Ti。
Nb-Si钢的成分组成为0.006％C-0.009％N-0.90％Si-0.35％Mn-13.8％Cr-0.45％Nb。
根据高温拉伸试验JISG0567，在轧制方向实施拉伸试验，测定0.2％屈服强度。
从试验结果来可知，钢A、钢B及钢C不仅没有添加Nb，而且在任意的温度区域中，与SUH409L和Nb-Si钢相比高温强度高。
本发明的钢在600℃左右的温度区域中为高强度，在排气温度低的环境中使用的情况下特别有效。在低于600℃的环境中，也能适用本发明的钢。
在本发明中，考虑到广泛使用的Nb-Si钢的高温屈服强度，将600℃屈服强度为150MPa以上且800℃屈服强度为30MPa以上作为高温强度的要求特性。
如上所述高温强度增高是通过由Cu析出物生成引起的析出强化而实现的。
为了得到该效果，需要将Cu的含量设为0.4％以上。
在本发明中，抑制了由与Laves相复合析出引起的Cu析出物的粗大化，通过与Ti和B的复合添加，生成微细的Cu析出物。
如果Cu的含量超过3％，则常温延展性及耐氧化性恶化。此外，在热轧工序中的边部断裂变得显著，制造性变差。因此，Cu的含量的上限设为3％。若考虑到制造性、氧化皮密合性及焊接性等，则Cu的含量优选为0.5～2.5％。
Ti是与C、N、S结合而使耐腐蚀性、耐晶界腐食性、常温延展性及深拉深性提高的元素。此外，在与Cu的复合添加中通过适量添加，致使Cu析出物的均一析出，使高温强度及热疲劳特性提高。
推测该作用是由于晶粒内的Ti的簇状物或Ti系的微细的析出物成为Cu析出物的生成位点，抑制Cu在晶界粗大地生成。
进而，如果添加Ti，则冷轧后的再结晶退火时再结晶织构容易变得发达，因此r值提高，冲压成形性显著提高。
为了获得这些效果，将Ti的含量设为0.01％以上。若Ti的含量超过0.5％，则固溶Ti量增加而常温延展性降低，并且粗大的Ti系析出物形成，成为扩孔加工时的裂纹的起点，冲压加工性劣化。进而，耐氧化性劣化。因此，将Ti的含量设为0.5％以下。若考虑到表面瑕疵的发生和韧性，则优选Ti的含量为0.05～0.3％。
B是使制品的冲压加工时的2次加工性提高的元素。在本发明中，通过与Ti-Cu复合添加，Cu析出物微细析出，高温强度提高。
一般而言，B在高温区域中容易形成(Fe，Cr)23(C，B)6和Cr2B。但是，在Ti-Cu复合添加钢中，这些析出物不会析出，判明具有使Cu析出物微细析出的效果。
Cu析出物通常在析出初期极其微细地析出，强度提高的效果大，但是通过时效热处理而粗大化，时效后的强度降低大。但是，通过添加B，抑制Cu析出物的粗大化，使用时的强度稳定性提高。
通过B的添加引起的Cu析出物的微细化及粗大化抑制的效果的机理不明确，但是，推测B通过晶界偏析，抑制Cu析出物的晶界析出及粗大化，使Cu在晶粒内微细析出。
为了得到这些效果，B的含量设为0.0002％以上。若B的含量超过0.0030％，则钢硬质化，晶界腐食性及耐氧化性劣化，进而，焊接裂纹容易产生。因此，将B的含量设为0.0002～0.0030％。若考虑到耐腐蚀性和制造成本，则优选为0.0003～0.0015％。
除了上述的元素之外，根据需要可以添加Nb、Mo、Al、V、Zr。
Nb为了使高温强度和热疲劳特性提高，可以根据需要添加。在Nb的含量低于0.01％的情况下，无法得到添加的效果。若添加Nb，则发生Laves相的生成，抑制由Cu析出得到的析出强化效果，因此不优选大量添加。此外，阻碍加工性，常温的断裂延伸率变差。因此，Nb的含量的上限设为0.3％。从生产率和制造性的观点出发，Nb的含量优选为0.01～0.2％。
Mo是进一步使高温强度和热疲劳特性提高的元素。Mo的含量低于0.01％的情况下，无法得到添加的效果。若添加Mo，则发生Laves相的生成，抑制由Cu析出得到的析出强化效果，并且常温延展性降低，因此不优选大量添加。因而，Mo的含量设为0.3％以下。更优选的Mo的含量为0.01％以上且0.2％以下。
在同时添加Nb和Mo的情况下，有时加工性降低。因此，Nb和Mo的含量的合计优选设为低于0.2％。
Al是作为脱氧元素并且为了使耐氧化性提高而根据需要添加的元素。进而，作为固溶强化元素，对于提高600～700℃的强度是有用的。为了稳定地得到该效果，优选将Al的含量设为0.01％以上。若过度添加Al，钢硬质化，均一延伸率显著降低，进而，韧性显著降低。因此，Al的含量的上限设为2.5％。若考虑到表面瑕疵的发生和焊接性、制造性，则Al的含量优选为0.01～2.0％。
V形成微细的碳氮化物，通过析出强化作用对于高温强度的提高有贡献，因此是根据需要而添加的元素。为了稳定地得到该效果，V的含量优选设为0.01％以上。若V的含量超过1％，则析出物粗大化，高温强度降低，热疲劳寿命降低。因此，将V的含量的上限设为1％。若考虑到制造成本和制造性，则V的含量优选为0.08～0.5％。
Zr是形成碳氮化物的元素，对于由固溶Ti、Nb量的增加带来的高温强度的提高、耐氧化性的提高有贡献。为了稳定地得到该效果，优选将Zr的含量设为0.2％以上。若Zr的含量超过1％，则制造性的劣化显著。因此，Zr的含量的上限设为1％。若考虑到成本和表面品质，优选为0.2～0.6％。
Sn的原子半径大，是对于固溶强化有效的元素，由于不会使常温的机械特性大幅度劣化，因而是根据需要添加的元素。为了稳定地获得该效果，优选将Sn的含量设为0.1％以上。若Sn的含量超过1％，则制造性和焊接性显著劣化。因此，Sn的含量的上限设为1％。若考虑到耐氧化性等，Sn的含量优选为0.2～0.5％。
本发明的钢未添加Nb及Mo、或者以低浓度含有Nb及Mo，并且确保了高温强度。其结果是，能实现常温延伸率的提高。
接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。本发明的钢板的制造工序包括炼钢、热轧、酸洗、冷轧、退火·酸洗各工序。
在炼钢中，将含有上述的必需成分和根据需要添加的成分的钢进行转炉熔炼，接着进行2次精炼的方法是适当的。熔炼得到的钢水通过连续铸造等公知的铸造方法而制成板坯。
板坯被加热至规定的温度，通过连续轧制而热轧成规定的板厚。不锈钢板的冷轧通常利用辊径为60～100mm左右的森吉米尔式(Sendzimir)轧机进行可逆式轧制或者利用辊径为400mm以上的串联式轧机进行单方向轧制。在任意的情况下均以多个道次进行轧制。
在本发明中，为了提高作为加工性的指标的r值，优选以辊径为400mm以上的串联式轧机实施冷轧。在辊径为100mm以下的情况下，在冷轧时在表层附近大量引入剪切变形，在再结晶退火时抑制<111>和<554>晶体取向发达，r值的提高变得困难。通过大径辊进行冷轧，通过抑制剪切变形，上述晶体取向显著发达，有助于r值提高。
串联式轧制为单方向轧制，与森吉米尔式轧制相比轧制道次数少，因此生产率优良。若冷轧工序中的压下率低，则在退火后无法得到再结晶组织，过度地粗粒化而使机械性质变差，因此冷轧工序的压下率优选为30％以上。
在铁素体系不锈钢板的制造中，可以实施通常实施的热轧板退火，但是从生产率提高的观点出发，优选不实施热轧板的退火。
通常的Nb添加钢由于热轧板为硬质，因此在冷轧前实施退火。但是，本发明钢不添加Nb或少量添加，因此能省略热轧板的退火，其结果是，能降低制造成本。进而，通过将热轧板的退火省略，冷轧·退火后的织构发达，通过r值提高和各向异性降低，冲压成形性提高。
关于其他工序的制造方法，没有特别规定。对热轧条件、热轧板厚度、冷轧板退火温度、气氛等进行适当选择即可。也可以在冷轧·退火后进行调质轧制或张力平整(tension levelling)。进而，对于制品板厚度，根据要求部件厚度进行选择即可。
本发明的钢由于不添加Nb或Nb含量低，因此能将冷轧后的退火温度设为低至850～970℃的温度。由此，与退火温度超过970℃的情况相比，高温屈服强度提高。
实施例
将表1、2所示的成分组成的钢熔炼而铸造成板坯，将板坯热轧而制成5mm厚的热轧卷材。然后，将热轧卷材不进行退火而进行酸洗，冷轧至厚度2mm为止，实施退火·酸洗而制成制品板。
在冷轧中，通过具有大径辊(直径450mm)的轧机进行单方向的多道次轧制，作为比较，通过具有小径辊(直径100mm)的轧机进行可逆式的多道次轧制。
为了使晶体粒度号数成为6～8左右，冷轧板的退火温度设为850～970℃。对于Nb含量超过本发明的上限的比较例，将冷轧板的退火温度设为1000～1050℃。
表中的No.1～17、37是本发明钢，No.18～36是比较钢。比较钢的No.18为SUH409L，No.19、20是作为Nb-Si添加钢具有使用实际成果的钢。
从如此得到的制品板采取高温拉伸试验片，在600℃及800℃下实施拉伸试验，测定0.2％屈服强度(根据JISG0567)。拉伸试验将600℃屈服强度为150MPa以上、800℃屈服强度为30MPa以上设为合格。
此外，作为耐氧化性的试验，在大气中在900℃中实施200小时的连续氧化试验，评价了异常氧化有无发生(根据JISZ2281)。试验的结果将没有异常氧化的制品设为合格。
作为常温的加工性，制作JIS13号B试验片进行轧制方向和平行方向的拉伸试验，测定断裂延伸率。若常温下的断裂延伸率为35％以上，则能加工成复杂的构件，因此将断裂延伸率为35％以上设为合格。
平均r值按照如下所述计算：采取JIS13号B拉伸试验片，向轧制方向、与轧制方向成45°方向、与轧制方向成90°方向赋予15％变形后，使用(1)式及(2)式计算得到。
r＝ln(W0/W)/ln(t0/t)                (1)
这里，W0为拉伸前的板宽，W为拉伸后的板宽，t0为拉伸前的板厚，t为拉伸后的板厚。
平均r值＝(r0+2r4 5+r9 0)/4            (2)
这里，r0为轧制方向的r值，r4 5为与轧制方向成45°方向的r值，r9 0为与轧制方向成直角方向的r值。若平均r值为1.3以上，则能加工成复杂的构件，因此优选平均r值有1.3以上。
Figure BDA0000093781730000121
Figure BDA0000093781730000131
表1、2中的成分组成的下划线表示在本发明的范围外。品质评价结果的下划线表示在试验中不合格。
从表1、2可知，具有No.1～17的本发明规定的成分组成的钢在通过上述的通常的方法制造的情况下，与比较例相比600℃、800℃下的高温屈服强度高，在900℃中没有异常氧化，耐氧化性也优良。
此外，No.1～17的钢在常温下的机械性质中，断裂延展性高至35％以上，与比较钢相比，加工性优异。
比较钢的No.18、19、20是现有的钢，但是高温强度比要求值低。过量地添加了Nb的比较钢No.19、20的r值也低。
No.21、22分别是C、N超过上限，高温强度、耐氧化性、加工性差。
No.23过量地添加了Si，加工性差。
No.24过量地添加了Mn，耐氧化性和加工性差。
No.25由于Cr量少，因此高温强度低，且耐氧化性也差。
No.26由于Cu量少，因此600℃和800℃的0.2％屈服强度低。
No.27由于Ti量超过上限，因此耐氧化性和加工性差。
No.28由于Ti量低于下限，且过量地添加了Nb，因此延展性低。
No.29由于过量地添加了Nb，因此延展性和r值低。
No.30由于B超过了上限，因此耐氧化性和加工性低。
No.31由于B添加量低于下限，为0.0001％，因此在800℃中Cu析出物粗大化，析出强化的效果降低，屈服强度低。
No.32～36分别由于Mo、Al、V、Zr、Sn超过上限，因此常温延展性低，在构件加工上产生障碍。
在本发明例中，在冷轧中使用了大径辊的No.1～17中，平均r值也显示为1.3以上的良好的值。
本发明例的No.37钢的高温屈服强度和常温下的断裂延展性良好。但是，冷轧辊径小，因此，r值成为比优选的范围低的值。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供即使不大量添加Nb和Mo那样的高价的合金元素，高温特性和加工性也优良的不锈钢板。特别是通过应用于排气部件，构件成本的降低和由轻量化带来的环境对策等社会贡献非常大。

Claims (3)

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：2％以下、Mn：2％以下、Cr：10～20％、Cu：0.4～3％、Ti：0.01～0.5％、B：0.0002～0.0030％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。
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％计还含有Nb：0.01～0.3％、Mo：0.01～0.3％、Al：2.5％以下、V：1％以下、Zr：1％以下、Sn：1％以下中的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，将具有权利要求1或2中记载的成分组成的铁素体系不锈钢热轧而制成热轧板后，省略热轧板退火而对该热轧板实施酸洗，然后，通过直径为400mm以上的轧辊进行冷轧，接着实施最终退火。
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