CN1497059A - 同时改善成形性和高温强度·耐高温氧化性·低温韧性的铁素体系钢板 - Google Patents
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Abstract
本发明提供同时具备“成形性”和“高温强度·耐高温氧化性·低温韧性”的廉价的钢板。在质量％中，C：0.02％以下，Si：0.7～1.1％，Mn：0.8％以下，Ni：0.5％以下，Cr：8.0～不足11.0％，N：0.02％以下，Nb：0.10～0.50％，Ti：0.07～0.25％，Cu：0.02～0.5％，B：0.0005～0.02％，V：0(不添加)～0.20％，Ca和Mg的一种或者2种：合计0(不添加)～0.01％，Y和REM之中1种以上的元素：合计0(不添加)～0.20％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，满足3Cr+40Si≥61，Cr+10Si≤21，420C－11.5Si+7Mn+23Ni－11.5Cr－12Mo+9Cu－49Ti－25(Nb+V)－52Al+470N+189≤70的铁素体系钢板。
Description
技术领域
本发明涉及能在800～900℃高温环境下使用的适用于机动车发动机的排气路径构件的钢板，涉及同时改善了深拉伸性·拉伸成形性等的成形性和高温强度·耐高温氧化性·低温韧性的铁素体系钢板。
技术背景
铁素体系不锈钢与奥氏体系相比，热膨胀系数小，热疲劳特性和高温氧化特性优良，所以被用于热变形成为问题的耐热用途上，作为其代表性的用途，例如，排气集合管(以下称为“排气管”)、前管、催化剂载体外筒、中间管、消音器、尾管等机动车发动机排气路径构件。
最近的机动车辆发动机，把排出气体净化效率和输出的提高作为目的，有使排出气体温度上升的倾向，在排气管、前管、催化剂载体外筒等靠近发动机的构件上要求高的耐热性(高温强度，耐高温氧化性)。另外，近年来，排气路径构件的形状有复杂化的倾向，特别是排气管和催化剂载体外筒，用机械冲压成形、伺服冲压成形，旋压加工、液压成形等各种方法成形复杂的形状。为此，它们所使用的材料，仅有单纯拉伸延伸率和弯曲性良好是不够的，还要求以深拉伸性和拉伸成形性为代表的成形性优良，同时还要求加工性的面内各向异性小。另外，由于必须考虑防止二次加工·三次加工中的延展性破裂和脆性破裂，所以低温韧性也必须优良。再有，当形状复杂时，伴随着发动机的起动·停止，热变形容易集中在一个地方而引起热疲劳破坏，同时由于局部的材料温度上升也容易产生异常氧化，所以不可以为了改善成形性和低温韧性而牺牲耐热性。
作为耐热性高的铁素体系不锈钢的SUH409L和SUS430J1L已被众所周知，SUH409L的加工性和低温韧性是良好的，多用于排气路径构件。但是，当考虑其耐热性水平时，材料温度超过800℃的用途上的使用不理想。另外，没有可以用于复杂形状构件的足够的深拉伸性。SUS430J1L具有在900℃也能使用的优良的耐热性。但是，是硬质，成形性差。
因此，以下那样的耐热性铁素体系钢被开发出来。
在下述的专利文献1中，公开了Cr水平为17.0～25.0％的铁素体系耐热用不锈钢。该钢由于复合添加Mo和Cu而使高温强度提高，通过添加Mn而抑制鳞片剥离。另外，通过复合添加Cu和Ni，在某种程度上克服了由Mo引起的冲击值的降低。但是，不具有可以充分应对复杂形状的排气路径构件的成形性。由于Cr水平高，成本上是不利的。
在专利文献2中，公开了在13％Cr系中显示与18％Cr系同等以上的耐热性，同时改善了高温盐害腐蚀性的铁素体系不锈钢。它通过确保固溶Nb而使高温强度提高，通过多量添加Mn和Si而改善高温氧化特性，通过该Si改善耐高温盐害腐蚀性。但是，对成形性和低温韧性没有给予特别的考虑，不能充分满足上述近年来的严格要求。
在专利文献3中，公开了在Cr水平为11.0～15.5％的含有Nb的铁素体系耐热不锈钢中，谋求提高耐高温氧化性和鳞片粘着性的钢。通过把Mn/Si严格限制在0.7～1.5的范围内，使这些特性显著地提高。另外，指教了通过添加Cu改善低温韧性和加工性的方法。例如，对于加工性示出了在粘着弯曲试验中不产生破裂的数据。但是，当考虑到对排气路径构件的形状的要求日趋更加严格的现状时，对这些材料就要求具有可以充分应对各种成形法(上述)的优良的成形性。在这点上，没有着眼于深拉伸性等拉伸成形性的专利文献3的钢，不能说可以充分地满足最近的严格要求。另外，Cr水平是含有不锈钢要求的11.0％以上，在并非需要“不锈钢”的排气路径构件中，更希望由低Cr化使成本下降。
在专利文献4中，公开了含有11～14％Cr的排气管用铁素体系不锈钢。该钢在含有Nb的钢中积极添加了Si，使高温强度上升。其耐热性被认为与专利文献3的钢相同。但是，没有考虑把成形性和低温韧性改善到现有的以上，该钢也不能说可以充分满足最近的严格要求。另外，希望Cr的水平更加降低。
在专利文献5中，公开了Cr水平为8.0～10.0％的发动机排气路径构件用铁素体系耐热钢。该钢与SUH409L相比，提高了耐热性，同时实现了由低Cr化而使成本下降。另外，指出了Cu对于改善低温韧性和加工性是有效的。例如，对于加工性，在室温下的拉伸试验中，具有可与SUH409L匹敌的延展性。但是，没有意识到提高延展性的面内各向异性和深拉伸性，使付与可以充分应对各种成形法(上述)的成形性的问题尚未解决。再有，稳定地付与优良的低温韧性的方法也是未知的。因此，专利文献5的钢，不能说可以充分满足对排气路径构件的最近的严格要求。
在专利文献6和7中，公开了改善了对消音器等低温构件必需的对凝结水的耐腐蚀性，或者还改善了对排气管等高温构件必需的高温强度的Cr水平为10～不足15％的铁素体系钢。但是，对于耐高温氧化性没有具体地公开，加工性只用弹性极限应力评价。专利文献6和专利文献7没有意识到同时稳定并再现性良好地改善耐高温氧化性和成形性，其方法是未知的。因此，在专利文献6、7中介绍的钢，当考虑具有复杂形状的各种排气路径构件的加工时，很难说在成形性上是万全的钢。
[专利文献1]特开平3-274245号公报(3页右上栏1行-4页右上栏9行)
[专利文献2]特开平5-125491号公报(段落0012-0016)
[专利文献3]特开平7-11394号公报(段落0014-0021、0028-0028、表6、图1)
[专利文献4]特开平7-145453号公报(段落0011-0021)
[专利文献5]特开平10-147848号公报(段落0003-0005、0014)
[专利文献6]特开平10-204590号公报(段落0026-0036、0072)
[专利文献7]特开平10-204591号公报(段落0028-0037、0074)
发明内容
如上所述，对于机动车排气路径构件用的钢板，要求具有能用各种成形法加工复杂形状，对构件的设计自由度的扩大有贡献的优良的“成形性”。但是，对于高温强度、耐高温氧化性，希望在800～900℃维持与SUS430J1L同等水平，且低温韧性也优良。但是，如从上述文献所表明的那样，现状是同时高水平地改善成优良的成形性和优良的高温强度·耐高温氧化性·低温韧性的钢板尚未出现。
本发明的目的在于，提供同时兼备可以适用于复杂形状的机动车辆排气路径构件的优良的“成形性”、可以在900℃使用的优良的“高温强度”“耐高温氧化性”、和能量迁移温度是-50℃以下的优良的“低温韧性”，而且把Cr水平降低到不足11质量％而实现低成本化的新的铁素体系耐热钢。
发明者们，对优良的成形性和优良的高温强度·耐高温氧化性·低温韧性的同时改善未解决的原因进行了调查，认为稳定地再现性良好地兼顾上述特性中的特别是“成形性”和“耐高温氧化性”的手段还未找到是主要原因，因此，详细研究的结果表明，在像后述(3)式那样调整奥氏体平衡的情况，如后述的(1)式和(2)式所表示的那样，在Si和Cr的含有量上存在着兼容“成形性”和“耐高温氧化性”的领域。
另外，为了评价复杂形状的排气路径构件上的加工性，不可以轻视成形性中的“深拉伸性”。已经知道在添加了Nb的耐热性铁素体系钢中，除了Nb而外，复合添加Ti对深拉伸性的提高是有效的，再有，得到了通过使热轧板进行部分再结晶，能提高深拉伸性(平均塑性变形比rAV)和其面内各向异性(塑性各向异性Δr)的认识。
但是，Ti的添加导致低温韧性的降低。为了改善该低温韧性，已证明了复合添加Cu和B比单独添加Cu时更有效。
可是，当增加Cu的添加量时，出现了急剧诱发异常氧化的现象。而且，找到了可以同时改善“低温韧性”和“耐高温氧化性”的Cu的合适的范围。
本发明是基于这些认识完成的。
即，上述目的，由在质量％中，C：0.02％以下，Si：0.7～1.1％，Mn：0.8％以下，Ni：0.5％以下，Cr：8.0～不足11.0％，N：0.02％以下，Nb：0.10～0.50％，Ti：0.07～0.25％，Cu：0.02～0.5％，B：0.0005～0.02％，V：0(不添加)～0.20％优选0.01～0.20％，Ca和Mg的一种或者2种：合计0(不添加)～0.01％优选0.0003～0.01％，Y和REM之中1种以上的元素：合计0(不添加)～0.20％优选0.01～0.20％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，具有全部满足下述(1)～(3)式化学组成且同时改善成形性和耐高温氧化性·高温强度·低温韧性的铁素体系钢板来达到。
3Cr+40Si≥61......(1)
Cr+10Si≤21......(2)
420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-25(Nb+V)-52Al+470N+189≤70......(3)。
另外，在上述钢板中，提供了增加Mo：0.50％以下，Al：0.10％以下的规定的钢板。
在此，在(1)～(3)式的元素的地方代入各元素的用质量％表示的含有量的值。但是，在(3)式中，在不含有元素的地方代入零。
另外，在本发明中，在上述钢板中，提供了具有对部分再结晶的热轧板进行冷轧和退火得到的金属组织的钢板。
在此，所谓部分再结晶热轧板，是再结晶粒占10～90体积％，剩余部分由未再结晶组织构成的热轧板。再结晶粒存在量可以通过热轧板断面的光学显微镜观察来确定。热轧板是热轧后的钢板并意味着不再进行冷轧，不问热轧后是否进行热处理。实施冷轧和退火得到的金属组织最终是完全再结晶的组织。
另外，在本发明中，上述钢板中，提供了在具有冷轧和退火完全再结晶的热轧板得到的金属组织的钢板。
在此。所谓完全再结晶热轧板是再结晶粒的存在率超过90体积％的热轧板。
另外，在本发明中，提供了上述钢板，特别是加工成机动车发动机的排气路径构件使用的钢板。
由于本发明，在铁素体系耐热钢板中实现了“成形性”和“高温强度·耐高温氧化性·低温韧性”的同时改善。特别是该“成形性”是在对应各种成形法上必需的在深拉伸性和其各向同性上被优化的特性，在这点上，本发明的钢板是在原有的铁素体系耐热钢板上无意识地付与了新性能的钢板。另外，即使对于“高温强度·耐高温氧化性·低温韧性”，也确保与排气路径构件上使用的现行材料同等以上的性能。“成形性”和“高温强度·耐高温氧化性·低温韧性”的高度兼容，在原有的钢板上是困难的，在本发明中，在11％以下的Cr水平上实现了该兼容。从而本发明可以做到在复杂形状的排气路径构件上使用铁素体系耐热钢，可以使该构件的设计自由度扩大，同时对降低成本也做出大的贡献。
附图简单说明
图1是表示对于以10Cr-0.9Si-0.3Nb-0.1V-0.1Cu作为基本组成的铁素体系钢，由Ti含有量的影响和热轧后的部分再结晶或者完全再结晶的差异对相对于压延方向成45°方向的r值(rD)的影响的曲线图。
图2是表示对于以10Cr-0.9Si-0.3Nb-0.1Ti-0.1V-0.001B作为基本组成的铁素体系钢，Cu含有量对大气中900℃×200小时加热后的氧化增量和能量迁移温度的影响的曲线图。
图3是表示对于以8～14Cr-0.5～1.0Si-0.3Nb-0.1Ti-0.1V-0.1Cu作为基本组成的铁素体系钢，Cu含有量和Si含有量对耐高温氧化性和成形性的影响的曲线图。
图4是表示对于以8～14Cr-0.5～1.0Si-0.3Nb-0.1Ti-0.1V-0.1Cu作为基本组成且满足上述(1)式和(2)式的铁素体系钢，在用AM＝420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-25(Nb+V)-52Al+470N+189定义的AM值和室温拉伸试验下的延伸率的关系的曲线图。
具体实施方式
在图1中，表示对于10Cr-0.9Si-0.3Nb-0.1V-0.1Cu作为基本组成的铁素体系钢，Ti含有量的影响和热轧板的部分再结晶和完全再结晶的差异对相对于压延方向成45°方向的r值(rD)的影响。作为部分再结晶的热轧板，准备了把板厚4.0mm的热轧板在700～1000℃加热1分钟而具有再结晶粒占10～90体积％的组织的热轧板，作为完全再结晶热轧板，准备了把板厚4.0mm的热轧板在大约1050℃加热1分钟的热轧板。把这些热轧板冷轧到2.0mm后，在1050℃退火并完全再结晶，从他们中切出拉伸试验片。如图1所知的那样，当使Ti含有0.07质量％以上时，rD值急剧地上升。另外，通过热轧后部分再结晶，全部的Ti含有量范围中的rD值更加提高。
这些理由不一定是明确的，但可以做如下的考虑。即，通过碳氮化物生成能比Nb强的Ti固定C和N并减少固溶C、固溶N，使基体高纯度化，在最终退火时的再结晶之际促进在加工性的提高上有利的(111)面集合组织的发展。当Ti含有量为0.07质量％以上时，被认为其效果明显。另外，在使热轧板部分再结晶的情况，被认为均匀地生成细微的Nb-Ti系析出物，在退火时该析出物抑制阻碍加工性提高的(100)面集合组织的发展，同时促进(111)面集合组织的发展。
在图2中，表示对于以10Cr-0.9Si-0.3Nb-0.1Ti-0.1V-0.001B作为基本组成的铁素体系钢，Cu含有量对能量迁移温度和大气中900℃×200小时加热后的氧化增量的影响。试料使用在把部分再结晶的板厚4.0mm的热轧板冷轧到2.0mm后，在1050℃下最终退火并完全再结晶的材料。在此，能量迁移温度用摆锤式冲击试验求得。使冲击方向与压延方向平行，依据JIS Z 2202并采用5号试验片(宽度2mm)，依据JIS Z 2242并在-100～25℃的温度下进行试验，从试验温度和吸收能量的关系求出能量迁移温度。氧化增量依据JIS Z 2281，测定在大气中900℃连续加热200小时的试验片的重量增加来求得。如图2所知的那样，在适量含有B的铁素体系钢中，Cu在0.02质量％左右的微量添加下对低温韧性的改善起到有效的作用。但是，当超过0.5质量％时，得到了在900℃的耐氧化性急剧变差的新的认识。
对于它们的理由用现在的观点来看也不是很明确，但是关于低温韧性，被认为是作为低温脆性的主要原因之一的双晶的产生被抑制了，关于异常氧化，被认为是Cu助长了由Cr和Si的氧化引起的基体的相平衡的不稳定化。
图3表示对于8～14Cr-0.5～1.0Si-0.3Nb-0.1Ti-0.1V-0.1Cu作为基本组成的铁素体系钢，Cr含有量和Si含有量对耐高温氧化性和成形性的影响。试料用与图2时相同的工序制作。在此，作为成形性的指标，采用相对于压延方向成45°方向的室温拉伸试验下的0.2％弹性极限应力。这被判断为，超过300Mpa的压力的钢板，作为排气路径构件用，基本上不具有能应对各种成形法的成形性。如图3所知的那样，当Cr和Si的含量降低时，在大气中900℃×100小时的加热中产生异常氧化。另一方面，当Cr和Si的含有量增加时，成形性变差。但是，在Cr和Si的含有量的组合中，可知存在着能满足900℃耐高温氧化性和成形性双方的区域。以前，由于不知道这样区域的存在，所以尽管开发出了各种铁素体系耐热钢，结果出现了或者耐高温氧化性差或者成形性差，稳定且再现性良好的同时满足上述两特性的钢不能被特定。
能同时满足耐高温氧化性和成形性的区域是图中印○的曲线的存在范围，由下式(1)和(2)特定。
3Cr+40Si≥61......(1)
Cr+10Si≤21......(2)
图4表示对于8～14Cr-0.5～1.0Si-0.3Nb-0.1Ti-0.1V-0.1Cu作为基本组成，且满足上述(1)式和(2)式的铁素体系钢，用AM＝420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-25(Nb+V)-52Al+470N+189定义的AM值和在相对于压延方向成45°方向的室温拉伸试验下的延伸率的关系。AM值是表示铁素体相和奥氏体相平衡的值。如图4所知的那样，只在AM值是70以下的范围内得到高延展性，超过70，延展性急剧下降。因此，只有在满足(1)式和(2)式的且满足下述(3)式才能同时改善成形性和耐高温氧化性。
420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-25(Nb+V)-52Al+470N+189≤70......(3)
下面，对特定本发明的事项进行说明。
一般说来，C和N对蠕变强度、蠕变断裂强度等高温强度的提高是有效的。但是，在铁素体系钢中，C、N含有量多时，低温韧性变差。这时，为了稳定碳氮化物，必须增加Nb、Ti的添加量，钢材成本上升。另一方面，大幅度地降低C、N，使制钢的负担过大，反之导致成本增加。作为各种研究结果，在本发明中，容许C、N的含有量达到0.02质量％。再有，如果Ti和Nb的添加量适当，C+N量在0.01～0.02质量％中能得到特别良好的成形性和耐热性。因此，优选使C和N的合计含有量在0.01～0.02质量％之中。
Si和Cr，哪一个对耐高温氧化特性的改善都是非常有效的，其反面是使钢硬质化。为了同时获得优良的成形性和耐高温氧化性，必须把Si和Cr的含有量控制在满足上述(1)式和(2)的范围内(上述图3)。再有，从确保耐腐蚀性和低温韧性的观点出发，在这些关系式之上，再加上限制Si和Cr的下限·上限。即，当Si、Cr的含有量过少时，不能够维持最低限度的必要的SUH409L水平的耐腐蚀性，反之，过多时，不能够维持同钢水平的低温韧性。因此，Si含有量规定在07～1.1质量％。Si的含有量更优选的范围是0.8～1.0质量％。而Cr含有量规定为8.0～不足11.0质量％。Cr含有量更优选的范围是9.0～不足11.0质量％，最优选的范围是9.0～不足10.0质量％。
Mn过剩添加时，使钢材硬质化，导致低温韧性和成形性降低。另外，特别是用本发明的成分系，在加热使用时有生成奥氏体相而对耐高温氧化性产生坏影响的危险。因此，把Mn含有量的上限规定为0.8质量％。再有，在本发明的成分系中，特别在需要在900℃的优良的鳞片粘着性的情况下，优选含有的Mn在0.2～0.8质量％的范围内。
Ni对低温韧性的改善是有效的，但是过剩添加会使钢材硬质化而导致成形性变差。另外，在本发明的成分系中，与Mn同样，在加热使用时，有导致生成奥氏体相而使耐高温氧化性变差的危险，为此，Ni含有量的上限被限制在0.5质量％。
Nb对高温强度的提高是非常有效的。在本发明中，由于添加Ti，固定在C、N中的Nb几乎没有，实际上可以认为添加的Nb的全部对高温强度的提高起到了有效的作用。其效果，在0.10质量％以上变得显著。另一方面，过剩的Nb添加会使成形性和低温韧性变坏。因此，Nb含有量规定在0.10～0.50质量％。为了得到更高的成形性和高温强度，优选在0.10～0.40质量％的范围内。
Ti已知能够固定C和N，一般能改善耐粒界腐蚀性，但在本发明中，用于改善成形性(特别是深拉伸性)是非常重要的。成形性的改善效果，在0.07质量％以上的Ti含有量中表现显著(上述图1)。但是，过剩的Ti添加使韧性变差，制品的表面性状也受到不良影响。因此，Ti含有量规定为0.07～0.25质量％。为了得到高水平的高温强度，优选添加Ti使之满足Ti≥6(C+N)。另外，为了得到与SUH409L同等以上的表面性状的制品，优选Ti含有量在0.20质量％以下的范围内。
Mo对高温强度的提高是有效的，多量的含有导致钢材的脆化。另外，Mo是非常高价的元素。即使不添加Mo，通过使其他成分的元素的含有量适当化，也能确保足够的耐热性，但是通过添加Mo，能使成分设计的自由度变大。在含有Mo时，优选在0.50质量％以下的范围内进行。再有，在与成本相比更重视耐热性的情况下，添加Mo超过0.50质量％也可以，但是添加Mo不应该超过使低温韧性极端低下的3.0质量％。
Cu改善低温韧性，但是为了显著提高排气路径构件上要求的低温韧性，在后述的与B的组合中含有0.02质量％以上的Cu是重要的。但是，当Cu超过0.5质量％时，耐高温氧化性急剧变差(上述图2)。为此，在本发明中把Cu含有量规定为0.02～0.5质量％。
V和N与Ti一样，是碳氮化物生成元素，对耐粒界腐蚀性和焊接热影响部的韧性改善是有效的，另外，与Nb一样，在固溶状态下，能提高高温强度。其效果在与Nb共存状态下特别显著。再有，V被认为对耐高温氧化性的改善也是有效的。但是，超过0.02质量％时导致加工性和低温韧性的降低。因此，在添加V时，必须在0.20质量％以下的范围进行。再有，为了充分得到上述V的效果，优选在0.01～0.20质量％的范围添加。
Al对耐高温氧化性的改善是非常有效的，但是在本发明中，成分设计成即使不含有Al也能确保耐高温氧化性。过剩添加Al使成形性、焊接性、低温韧性变差，还有，在本发明中，由于添加Ti和Si，所以不特别需要由Al脱氧。含有Al时必须在0.1质量％以下的范围内进行。当含有Al且又特别重视成形性、焊接性和低温韧性时，优选把Al含有量限制在0.07质量％以下。
B在Nb和Ti共存的铁素体系中抑制低温脆性和二次加工脆化，通过与Cu的复合添加，明确可知其效果变得显著。为了充分地改善低温韧性，必须添加0.0005质量％以上的B。另一方面，当过剩地添加B且超过0.02质量％时，产生硼化物，成形性变差，同时低温韧性反而变差。在本发明中，与Cu：0.02～0.5质量％的同时在0.0005～0.02质量％的范围内含有B。
Ca和Mg与S的结合力强，减少MnS的生成量并改善耐腐蚀性。另外，Ca和Mg元素本身对耐高温氧化性的提高起到有效的作用，因此，在重视耐腐蚀性和耐氧化性的情况，可以根据需要添加这些元素。但是，多量添加时，由于增加中间物并使低温韧性和成形性变差，所以在添加Ca和Mg的1种或者2种的情况，其合计含有量必须在0.01质量％以下的范围内。为了得到添加Ca、Mg产生的显著效果，Ca和Mg的合计含有量优选为0.003～0.01质量％。
Y和La、Ce等的REM(稀土类元素)使在钢板表面上形成的Cr氧化薄膜稳定化，另外，通过改善钢基体和氧化薄膜的粘着性使钢板的耐高温氧化性飞跃地提高。因此，在重视耐高温氧化性的情况，可以根据需要添加这些元素。但是，多量添加时，不仅成形性和低温韧性变差，还容易生成以异常氧化为起点的中间物，反而导致耐高温氧化性变差。为此，在添加Y和REM之中1种以上的元素的情况，其合计含有量必须在0.20质量％以下的范围内。为了得到添加Y、REM产生的显著效果，优选使Y和REM之中1种以上的元素的合计含有量为0.01～0.20质量％。
作为其他的元素，可以含有对改善高温强度有效的Zr、Hf、Ta、W、Re、Co的1种或者2种以上。但是，由于多量添加导致钢材的脆化，所以在添加这些元素时，必须合计含有量在3.0质量％以下的范围内，优选合计含有量为0.5质量％以下。
作为一般的不纯物元素的P、S、O、Zn、Sn、Pb等，从确保成形性和低温韧性的观点出发，希望尽可能地减少。具体地讲，作为最宽松的限制，可以做成P：0.04质量％以下，S：0.03质量％以下，0：0.02质量％以下，Zn：0.10质量％以下，Sn：0.10质量％以下，Pb：0.10质量％以下。在实际的制造现场，优选根据所要求的品质设置更严格的限制。
上述(1)～(3)式，规定了用于同时改善成形性和耐高温氧化性的必要的组成范围(上述)。在此，对于(3)式左边的值(AM值)，下限没有特别的规定。但是AM值低的钢，在通常情况含有多种叫做Si、Cr、Mo、Ti、Nb、V、Al的铁素体系生成元素。这些元素含的多时，导致成形性或者低温韧性降低。根据各种研究的结果，可以说，优选进行成分调整，使AM值为40以上。
通过满足以上的化学组成，可以同时改善成形性和耐高温氧化性·高温强度·低温韧性。
在此之上，为了更进一步地改善成型性，在进行热轧板的部分再结晶处理之后，进行冷轧和退火是非常有效的，即，经过制作再结晶粒占10～90体积％，剩余部分由未再结晶组织构成的热轧板，冷轧后再退火的所谓完全再结晶的工序，可以大幅度地提高作为深拉伸性的指标的r值(上述图1)。具有这样得到的金属组织的钢板，具备可以充分应对对形状要求严格的最近的排气路径构件的成形性。
热轧板的部分再结晶处理，可以通过在热轧工序中直接进行的方法或者在热轧后～冷轧前加热的方法实施。
为了在热轧工序中进行部分再结晶处理，可以采用例如在950～1250℃的温度范围内进行热轧、卷绕并原封不动的空冷的方法。也可以根据设备规格和热轧轧道表选择适宜的条件。另外，在由热轧后的加热进行部分再结晶处理的情况，可以采用例如在850～1000℃的温度范围内加热在热轧后冷却了的钢板的方法。该加热可以在冷轧前任一个阶段上进行。
冷轧这样的部分再结晶的热轧板之后，进行退火来进行完全再结晶。冷轧率例如可以在30～90％的范围内实施。在供机动车排气路径构件使用的情况，最终板厚例如被调整到0.4～1.2mm左右。退火温度优选在例如950～1150℃范围内。得到的铁素体系钢板具有优良的成形性和低温韧性，该特性在焊接钢管上在加工之后也能维持。
在重视加工制品的表面外观的美丽度的情况，优选使用完全再结晶的热轧板。完全再结晶的热轧板，在热轧后可以通过在例如950～1100℃的温度范围内加热的热处理得到。
[实施例1]
用高频真空熔化炉熔制表1·表2所示的化学组成的铁素体系钢，铸造成30kg的钢锭。在热煅它们之后，进行热轧得到板厚4.0mm的热轧板。热轧条件为，热轧温度：700～1250℃。平均1轧道的压下率：约30％，热轧后进行水冷，之后，在900～1000℃加热1分钟。用光学显微镜观察热轧板断面的金属组织，无论哪个试料都成为再结晶粒占10～90体积％，剩余部分为未再结晶组织，则确认完成了部分再结晶处理。把这些部分再结晶的热轧板冷轧到板厚2mm之后，在1050℃下退火1分钟进行完全再结晶，得到了冷轧退火板。再有，表1的No.1～21是在本发明中满足规定的化学组成的铁素体系钢，表2的No.22～31是它们以外的比较钢。其中，No.22是SUH409L相当钢，No.23是SUS430J1L相当钢。
[表1] (质量％)
Tr.：分析界限以下
[表2] (质量％)
Tr.：分析界限以下，*：本发明规定范围外
从各冷轧退火板上切出试验片，供拉伸试验、摆锤冲击试验、高温拉伸试验、高温氧化试验用。
由拉伸试验求出0.2％弹性极限应力、断裂延伸率、塑性变形比，评价成形性。沿着与压延方向平行的方向、相对于压延方向成45°方向、相对于压延方向成90°的方向，从各供试钢板上切出JIS Z 2201规定的13B号试验片，作为拉伸试验片。0.2％弹性极限应力和断裂延伸率用相对于压延方向成45°方向的试验片进行JIS Z 2241规定的试验并求出。塑性变形比用上述3方向的试验片，用依据JIS Z 2254进行的拉伸试验求出。即，从给与15％的单轴拉伸予变形时的横向变形和板厚变形之比算出各方向的塑性变形比，从下式求出平均塑性变形比rAV和面内各向异性Δr。
rAV＝(rL+2rD+rT)/4
Δr＝(rL-2rD+rT)/2其中：
rL：与压延方向平行方向的塑性变形比
rD：相对于压延方向成45°方向的塑性变形比
rT：相对于压延方向成90°方向的塑性变形比
摆锤冲击试验用图2中说明的方向进行，求出能量迁移温度，作为低温韧性的指标。
高温拉伸试验用上述45°方向的拉伸试验片，依据JIS G 0657的方法进行，求出900℃的0.2％弹性极限应力，作为高温强度指标。
高温氧化试验，依据JIS Z 2281求出大气中900℃下加热200小时后的氧化增量，作为耐高温氧化的指标。
这些结果表示在表3中。
[表3]
*：未达到本发明的目标，*1：900℃，*2：900℃×200小时
如表3所知的那样，作为本发明例的No.1～21的钢板，哪个都具有SUH409L(No.22)和SUS430J1L(No.23)的中间程度的柔软度(0.2％弹性极限应力)，表现出与SUH409L同等的延展性(延伸率)。从深拉伸性来看，表现出优于SUH409L和SUS403J1L的平均塑性变形比rAV和面内各向异性Δr的值。低温韧性(能量迁移温度)具有可与SUH409L匹敌的良好性能。从900℃的耐热性(高温强度、耐高温氧化性)来看，明显优于SUH409H，具有与SUS 430J1L同等程度的性能。即，本发明例的钢板，在“成形性”上优良，同时也充分地维持了“高温强度·耐高温氧化性·低温韧性”。
与此相对，作为比较例的No.22的SUH409L相当钢在深拉伸性和耐热性上差，No.23的SUS430J1L相当钢因硬质，成形性不充分。No.24和No.25是具有作为机动车发动机的排气路径构件使用实绩的钢种，但是No.24由于不添加Ti使Si和Cr的含有量处于本发明范围外，所以成形性、低温韧性差，No.25由于C和Nb含量高且Si和Cr的含有量处于本发明范围外等，所以成形性、低温韧性、耐高温氧化性差。No.26由于相的稳定度在奥氏体侧变得稳定，所以成形性、耐高温氧化性差。No.27～31由于含有对低温韧性有害的元素并超过本发明规定的范围，所以低温韧性变差。
[实施例2]
把表1和表2的一部分的钢(No.1～10，No.22～26)热轧后，在950～1100℃加热1分钟进行热处理，制作完全再结晶的热轧板。把各热轧板冷轧到板厚2.0mm后，在1050℃退火1分钟进行完全再结晶，得到冷轧退火板。
对于各冷轧退火板，与实施例1一样求出0.2％弹性极限应力、断裂延伸率、塑性变形比、面内各向异性。另外，为了评价加工后的表面外观，对从各冷轧退火板切出的试料在压延方向付与20％的塑性变形之后，用触针式粗糙度计测定试料表面的与压延方向成直角方向的表面粗糙度(依据JIS B 0660的十点平均粗糙度Rz，基准长度10mm)。为了比较，对来自部分再结晶的热轧板的试料(表3所示的试料)同样地测定表面粗糙度。
结果表示在表4中
[表4]
*：未达到本发明的目标
*1：使用部分再结晶的热轧板的试料(表3)的测定值
当对比表4和表3的“本发明例”的数据时，来自完全再结晶的热轧板的试料(表4)与来自部分再结晶的热轧板的试料(表3)相比，平均塑性变形比相等或略低一些，面内各向异性有稍微变大的倾向。这被认为，原因在于，当使用完全再结晶的热轧板时，相对于压延方向成45°方向的r值稍微降低。其反面，表4的数据可知，由于使用完全再结晶的热轧板，加工后的表面粗糙度显著降低。即，由于进行热轧板的完全再结晶化处理，可以提供加工的制品的表面外观的美丽度适合所要求的用途的钢板。
再有，比较例的试料基本上成形性差。
Claims (8)
1.一种铁素体系钢板，在质量％中，
C：0.02％以下，
Si：0.7～1.1％，
Mn：0.8％以下，
Ni：0.5％以下，
Cr：8.0～不足11.0％，
N：0.02％以下，
Nb：0.10～0.50％，
Ti：0.07～0.25％，
Cu：0.02～0.5％，
B：0.0005～0.02％，
V：0(不添加)～0.20％，
Ca和Mg的一种或者2种：合计0(不添加)～0.01％，
Y和REM之中的1种以上的元素：合计0(不添加)～0.20％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，具有全部满足下述(1)～(3)式的化学组成且同时改善了成形性和耐高温氧化性·高温强度·低温韧性，
3Cr+40Si≥61 ……(1)
Cr+10Si≤21 ……(2)
420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-25(Nb+V)-52Al+470N+189≤70 ……(3)。
2.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，V的含有量是0.01～0.20％。
3.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，Ca和Mg的1种或者2种的合计含有量是0.0003～0.01％。
4.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，Y和REM之中的1种以上的元素的合计含有量是0.01～0.20％。
5.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，再增加Mo：0.50％以下，Al：0.10％以下的规定。
6.如权利要求1～5所述的钢板，其特征在于，具有冷轧和退火部分再结晶的热轧板得到的金属组织。
7.如权利要求1～5所述的钢板，其特征在于，具有冷轧和退火完全再结晶的热轧钢板得到的金属组织。
8.如权利要求1～7所述的钢板，其特征在于，加工用于机动车发动机的排气路径构件。
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