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。
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。