CN103348023B - 铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢板的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种铁素体系不锈钢热轧钢板，其具有下述钢组成：以质量%计分别含有C：0.02%以下、N：0.02%以下、Si：0.1～1.5%、Mn：1.5%以下、P：0.035%以下、S：0.010%以下、Ni：1.5%以下、Cr：10～20%、Cu：1.0～3.0%、Ti：0.08～0.30%、Al：0.3%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，以维氏硬度计具有低于235Hv的硬度。

Description

铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢板的制造方法

技术领域

本发明涉及铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢板的制造方法。

本申请基于2011年2月8日在日本提出申请的特愿2011-024872号、2011年2月9日在日本提出申请的特愿2011-026277号、2011年2月24日在日本提出申请的特愿2011-038252号、2012年2月7日在日本提出申请的特愿2012-024544号并主张其优先权，这里引用其内容。

背景技术

在汽车的排气路径所使用的部件中，一般使用耐氧化性和耐腐蚀性优良的不锈钢。特别是对于使用温度达到高温的排气路径的上游部件，例如排气歧管、催化转换器、前部导管等排气系用部件，由于通过从发动机排出的高温的排放气体，因此要求高的耐氧化性、高温强度、耐热疲劳特性等多种特性。

以往，在上述的汽车的排气系用部件中，如专利文献1～6中所述，使用了通过添加Nb提高了高温强度的材料SUS429（14Cr-Nb钢），此外使用了除Nb以外还添加了Mo的材料SUS444（19Cr-Nb-Mo钢）等。所有材料都以添加Nb为前提。这是为了通过由Nb或Mo形成的固溶强化或析出强化提高高温强度。

SUS429钢是相对低合金的不锈钢，因此加工性优良，但其使用环境局限于最高到达温度为750℃以下的部位。此外，SUS444钢具有即使最高到达温度为850℃也能耐受的高的高温强度，但与SUS429钢相比，有加工性差的问题。

因此，近年来，如专利文献7、8所公开的，作为处于SUS429钢和SUS444钢的中间等级的材料，开发了提高作为SUS429钢课题的耐热性，且尽量减小加工性下降的Nb-Cu、Nb-Ti-Cu的复合添加钢。如此的复合添加钢的特征在于，通过应用Cu的固溶强化和析出强化提高了高温强度，另一方面，通过与SUS444相比减少Nb或Mo的添加量提高了加工性。

这里，上述的Cu的析出强化，是在将上述复合添加钢加工后，在使用温度达到高温这样的环境下使用排气系用部件等的时候表现出的，在加工成排气系部件等时，通常Cu被溶体化（固溶）。因此，添加Cu的钢如果与析出物难以完全溶体化的添加Nb的钢相比，对加工性是有利的。此外，Mo与Cu同样容易在制造工序中完全溶体化，但与Cu相比常温下的固溶强化能力大，与Cu相比对加工性是不利的。另外，Mo、Nb与Cu相比都是高价的元素，因此用Cu代替还可降低合金成本。

通常，铁素体系不锈钢与普通钢相比韧性低，因此在将热轧卷开卷后，在冷轧薄板或酸洗、退火等各工序中使板通过时，有时产生称为边部裂纹或板断裂的冷裂纹。因此，为了确保热轧板的韧性，进行了热轧卷取条件的最佳化。再有，在含有Nb或Mo的不锈钢中，由于以650～700℃作为析出前缘的析出物、例如Laves相（Fe₂Nb、Fe₂Mo）或Fe₃Nb₃C，使热轧板韧性下降，因此一般在550℃以下的温度下进行卷取。

此外，在添加了1%以上Cu的钢中，Cu的析出物导致的韧性下降也成为问题。

例如在专利文献9中，对于添加了Cu的无方向性电磁钢板，开发了通过将卷取温度规定为550℃以下来提高韧性的技术。再有，作为具体的实施例，说明了在500℃、520℃、540℃进行卷取时改善韧性。

另一方面，对于添加Cu的钢的材质，也以碳钢为中心进行了研究。

例如，在非专利文献1中，示出了Cu对添加Ti的超低碳钢板的材质特性的影响。具体而言，说明了在含有1.3%Cu的钢中，在将热轧板的卷取温度规定为R.T.（室温）的情况下，兰克福特值（r值）变得最高，r值按550℃卷取、780℃卷取的顺序下降。此外，关于此时的织构，没有发现卷取温度对（222）方位的影响，但示出在将卷取温度规定为R.T.时（211）、（200）方位为最低。

以提高上述特性为目的，至今已开发了添加以Cr或Mo为主体的元素的铁素体系不锈钢板，但如上所述，最近在开发添加Cu的钢板。

专利文献10中，公开了为利用中温区的Cu析出物导致的析出强化，然后利用高温区的固溶Cu导致的固溶强化，而添加了1重量%以上Cu的汽车排气系部件用不锈钢冷轧钢板。

然而，通常，在制造如此的大量添加Cu的钢板时，有时产生冷裂纹，作为课题可列举起因于此的生产率恶化。再有，所谓冷裂纹，指的是在将热轧卷开卷后，通过连续酸洗线或连续退火酸洗线时，因热轧卷的韧性不足而产生边部裂纹或板断裂的现象。

专利文献11中，公开了有关含有2.0质量%以下Cu的铁素体系不锈钢的冷轧退火板的技术，但没有触及该热轧板的韧性。另一方面，记载了为抑制冷轧板中的析出物的生成而在热轧后立即进行水冷，然后进行卷取处理。

但是，没有公开卷取温度等，热轧后冷却到室温附近在冷却设备的能力上是困难的，此外水冷的终止温度也没有明确，实际上没有明确能够采用的条件。

作为热轧板韧性成为课题的铁素体系不锈钢，有Cr量高的钢种或添加Al的钢种，但作为这些热轧板的韧性的解决手段，专利文献12～14是公知的。

专利文献12中，作为提高添加了25～35重量%Cr的钢种的热轧板的韧性值的技术，公开了在400～600℃卷取，立即以水冷以上的冷却速度进行急冷的技术。

此外专利文献13中，公开了卷取后对含有3～7重量%Al的铁素体系不锈钢进行急速水冷的技术。

专利文献14中，公开了将卷取温度规定为550～650℃，卷取成卷状，然后在3小时以内浸渍在水槽中的方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第2880839号公报

专利文献2：日本专利第3021656号公报

专利文献3：日本专利第2959934号公报

专利文献4：日本专利第2803538号公报

专利文献5：日本专利第2696584号公报

专利文献6：日本专利第2562740号公报

专利文献7：国际公开WO2003/004714号公报

专利文献8：日本特开2008-240143号公报

专利文献9：日本特开2010-24509号公报

专利文献10：日本特开2000-297355号公报

专利文献11：日本特开2002-194507号公报

专利文献12：日本特开平5-320764号公报

专利文献13：日本特开昭64-56822号公报

专利文献14：日本特开2001-26826号公报

非专利文献

非专利文献1：鉄と鋼，第76号（1990），第5号，pp759-766

发明内容

发明所要解决的问题

本发明者们通过主要利用添加Cu提高高温强度，进行了减少高价Nb、Mo的添加的材料开发。其结果是，通过减少Nb、Mo，抑制了成为热轧板韧性下降的起因要素的Laves相和Cu的复合析出，而且通过Cu微细析出，即使是不添加Nb、Mo或少量添加，也可提高耐热性、高温强度。

然而，在添加了Cu的该钢板的制造中，通常如果是汽车的排气系用材料的热轧卷取条件，则专利文献9的条件也能满足，认为不会产生韧性问题，但实际制造的钢板韧性低，在冷态下轧制或酸洗、退火等后续工序中使钢板通过是困难的。即，在以往见识的技术中，不能改善为耐热用而添加了Cu的不锈钢的韧性。

此外，还发现与以往钢相比加工性下降的问题。非专利文献1的技术思路认为，如果也能适用于不锈钢，则通过在接近R.T.的温度进行卷取，即使不锈钢也可提高r值，但实际上不能得到充分的r值。

即，以往所知的用于提高添加Cu的钢板的加工性的制造技术不是十分有效的，需要进一步改进。

此外，如上所述作为改善热轧板韧性的技术，公开了专利文献3及5的技术。但是，本申请发明者们将上述以往的见识对含有1%以上Cu的钢种进行应用时，结果得知：有时发生冷裂纹，对改善韧性未必有效。即，以往所知的用于改善添加Cu的钢板的韧性的技术对于含有1%以上的大量Cu的铁素体系不锈钢的热轧板并不是十分有效的，需要进一步改进。

因此，本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供一种通过使Cu析出物微细分散提高了高温特性，而且通过控制硬度使韧性优良的铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法、以及采用该铁素体系不锈钢热轧钢板的铁素体系不锈钢板的制造方法。

此外，本发明的目的在于，提供一种冷裂纹性优良的铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法。

用于解决问题的手段

本发明者们为解决上述课题，关于不大量添加Nb、Mo而添加Cu的铁素体系不锈钢的热轧钢板，对300℃～700℃范围中的Cu系析出物的析出行为和硬度、韧性进行了详细调查。然后，为达到上述目的反复进行了多种研究，结果得到以下的见识。

从上述调査的结果发现：在添加Cu的铁素体系不锈钢的情况下，在450～600℃的温度区纳米级的富Cu团簇（cluster）析出，韧性极度下降。即得知：通过防止富Cu团簇的析出，可改善韧性。

这里，作为防止富Cu团簇的析出的手段，有以下两种方法。

第一方法，是通过使卷取温度在620℃以上，使Cu以ε-Cu析出，使硬度低于235Hv的方法。ε-Cu基本上对热轧板韧性是无害的。认为在Cu系析出物成为ε-Cu的过程中形成富Cu团簇，但例如通过在卷取温度为650℃时采取10分钟以上的保持时间，在700℃时采取60秒以上的保持时间，相当量的固溶Cu成为ε-Cu，可得到能在冷态（常温）下的后续工序中使板通过的水平的韧性。此时，卷取后的热轧板的硬度软质化至低于235Hv，但如果与Cu完全固溶的状态相比，则因Cu系析出物导致的析出硬化而硬化，所以达到200Hv以上的硬度。

此外，如此通过将卷取温度规定为620℃以上，在冷轧后的退火（冷轧板退火）工序中的升温过程中析出的Cu少，能够使具有｛222｝面方位的再结晶织构充分发展，所以可制造加工性优良的钢板。

然而，作为将卷取温度规定为620℃以上时的课题，在卷取后，有时热轧卷的最内卷部位（顶部）、或最外卷部位（底部）处的温度下降增大。其结果是，有在热轧卷内的各个部位韧性下降，在热轧卷内各部位（具体而言，顶部、中部、底部的各部位）产生韧性差的可能性。而且，如果在700℃以上卷取，则所需的保持时间缩短至60秒，因此认为不会出现顶部或底部的温度下降的问题，但如果在超过750℃的温度下卷取，则热轧板的氧化进展，在卷取后的下道工序的酸洗中，出现需要用长时间除去热轧板表面的氧化皮的问题。

此外，如果在低于650℃的温度下卷取，则能够解决上述除去氧化皮的问题，但担心顶部、底部的温度下降。如此的温度下降根据热轧卷取机或卷取后的冷却方法等而变动，因此不能一概说成为问题，但在有因热轧卷内各部位的温度下降产生韧性差的可能性的情况下，例如，在对精轧后的热轧钢板进行注水冷却时，通过对成为热轧卷的顶部、底部的部位适宜调整冷却条件，控制冷却，将热轧钢板的温度分布调整为使成为顶部、底部的部位的温度高于成为中部的部位的温度，然后，通过采取在如此的温度分布状态下卷取等措施，能够减小顶部、底部处的温度下降，可抑制热轧卷内各部位的韧性的偏差。也就是说，在热轧卷的全部长度中，卷内的温度过程在620～750℃的温度区满足下述式（1）是有效的。

T（20.24＋log（t））≥17963（1）

T：热轧钢板温度（K）、t：保持时间（h）

如此，得知：通过使热轧后的卷取温度最佳化，而且控制卷取后的热轧卷内的温度过程，可在热轧卷内部抑制韧性的偏差，得到良好的热轧板韧性。而且，发现在冷轧退火后有利于加工性的｛222｝面方位发展，得知可提高加工性。

通过防止富Cu团簇的析出来提高热轧板韧性的第二方法，是在热轧后以10℃/秒以上的速度对800～500℃的温度范围进行冷却，然后将卷取温度规定为450℃以下进行卷取，由此使Cu固溶，得到良好的热轧板韧性的方法。但是，如果使卷取温度低于350℃，则不能以Ti或Nb等的碳氮化物的形式充分固定固溶C、固溶N，因此在冷轧退火（冷轧板退火）时，阻碍｛222｝面的再结晶织构的发展。其结果是，有兰克福特值降低，损害加工性的可能性。所以，在通过使Cu固溶提高韧性时，为了与制品的加工性兼顾，将卷取温度规定为350℃以上且450℃以下是必要的。

如此，得知：通过使热轧后的卷取温度最佳化，控制Cu系析出物的形态，可得到高的热轧板韧性。而且，发现根据卷取条件，冷轧退火后有利于加工性的｛222｝面方位发展，得知可提高加工性。

另外，本发明者们为解决上述的课题，对铁素体系不锈钢的热轧卷取条件与热轧板的韧性的关系进行了调査。

首先，在实验室将变化了Cu量的铁素体系不锈钢热轧到5mm厚后，一边使卷取温度在300～600℃的范围变化、使卷取处理时间在0.1h～100h的范围变化，一边进行卷取处理。然后，在该卷取处理后通过水冷冷却到室温，制作热轧钢板。对得到的热轧钢板实施夏比冲击试验，评价室温（25℃）下的韧性。

此外，着眼于在上述种种条件下制造的热轧钢板中存在的富Cu团簇（以下都只称为Cu团簇）等微细析出物，调查了与韧性的关系。这是因为虽能推测Cu系析出物对添加Cu的钢板的韧性有大的影响，但因以往观察Cu团簇这样的单纳米级的微细析出物本身是困难的，因而不清楚与韧性的关系，而且控制如此的微细析出过程的方法也不清楚。下面列举通过对此进行研究得到的见识。

＜1＞得到的热轧钢板的韧性根据制造条件在10J/cm²～100J/cm²的范围内变化。

＜2＞用光学显微镜观察了得到的热轧钢板的金属组织，结果都为铁素体的未再结晶组织。此外，即使用扫描型电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）中的任一方法观察也没能发现Cu析出物。即得知：尽管充分抑制了Cu析出物的生成，也有韧性良好的和韧性不良的。

因此，为了调查更微细的状态，通过三维原子探针进行了调査，结果在韧性低于20J/cm²的热轧钢板中观察到多个由Cu构成的微细的团簇（Cu团簇）。另一方面，在韧性为20J/cm²以上的热轧钢板中，没有发现如此的微细的Cu团簇，或者密度非常低。

通常，Cu析出物通过Cu原子聚集组成BCC、9R、FCC等晶体结构，被识别为析出物。此外，以往的可用TEM观察确认的析出物为几十纳米以上的大小。

再有，在本发明中所谓“富Cu团簇（Cu团簇）”，定义为在利用三维原子探针的调査中确认的最大直径为5nm以下的尺寸的Cu原子的聚集体。此外，本发明定义的Cu团簇的晶体结构没有特别的限定，只要存在具有BCC或9R等晶体结构的析出物或析出物的前体的状态就包含其。另一方面，得知：热轧钢板的韧性与如上所述定义的“Cu团簇”的密度具有密切的关系。

＜3＞图9是表示添加1.2%Cu的钢的卷取温度、卷取后直到将添加1.2%Cu的钢浸渍在水槽中的时间与韧性的关系的图。再有，图中的符号为○：夏比冲击值≥20J/cm²、×：夏比冲击值＜20J/cm²。

从图9的图可判明：在500℃以下的卷取温度时，直到将添加1.2%Cu的钢浸渍在水槽中的时间越长夏比冲击值（韧性值）越下降，如果经过某时间则韧性值低于20J/cm²。

此外，判明：即使在卷取温度的条件及直到浸渍在水槽中的时间的条件相同时，在将添加1.2%Cu的钢浸渍在水槽中的时间（浸渍时间）低于1h的情况下，韧性也降低。即得知：热轧钢板的韧性是受卷取温度、直到将热轧钢板浸渍在水槽中的时间及浸渍时间影响的因素，通过控制这些因素可得到良好的韧性。

本发明是基于上述见识而完成的，解决上述课题的本发明的要旨如下。

（1）本发明的第一实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板，其具有下述钢组成：以质量%计分别含有：

C：0.02%以下、

N：0.02%以下、

Si：0.1～1.5%、

Mn：1.5%以下、

P：0.035%以下、

S：0.010%以下、

Ni：1.5%以下、

Cr：10～20%、

Cu：1.0～3.0%、

Ti：0.08～0.30%、

Al：0.3%以下，

剩余部分为Fe及不可避免的杂质；

以维氏硬度计具有低于235Hv的硬度，

冲击值为55J/cm²以上。

（2）上述（1）所述的铁素体系不锈钢热轧钢板以质量%计可以进一步含有Nb：0.3%以下、Mo：0.3%以下、Zr：0.3%以下、Sn：0.5%以下、V：0.3%以下、B：0.0002%～0.0030%中的1种以上。

（3）本发明的第一实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，其中，对将具有上述（1）或（2）所述的钢组成的铁素体系不锈钢进行铸造而得到的钢坯实施热轧的精轧，在形成热轧钢板后，将卷取温度规定为620℃以上且750℃以下来卷取该热轧钢板，

接着，在全部热轧卷中，以满足下述（式1）的方式一边控制热轧钢板温度T（K）及保持时间t（h），一边对所述热轧卷进行保温或冷却。

T（20.24＋log（t））≥17963（式1）

（4）本发明的第一实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，其中，在对具有上述（1）或（2）所述的钢组成的钢坯进行了热轧的精轧后，将850℃～450℃间的平均冷却速度规定为10℃/秒以上，同时将卷取温度规定为350℃～450℃进行卷取。

（5）本发明的第一实施方式的铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，对用上述（3）或（4）所述的方法制造的热轧钢板进行热轧板酸洗、冷轧、冷轧板退火、冷轧板酸洗。

（6）本发明的第一实施方式的铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，对用上述（3）或（4）所述的方法制造的热轧钢板进行热轧板退火、热轧板酸洗、冷轧、冷轧板退火、冷轧板酸洗。

（7）在上述（5）或（6）所述的铁素体系不锈钢板的制造方法中，在进行所述冷轧时，可以采用辊径为400mm以上的轧制工作辊。

（8）本发明的第二实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板，其具有下述钢组成：

以质量%计分别含有：

C：0.0010%～0.010%、

Si：0.01%～1.0%、

Mn：0.01%～2.00%、

P：低于0.040%、

S：0.010%以下、

Cr：10.0%～30.0%、

Cu：1.0～2.0%、

Al：0.001%～0.10%、及

N：0.0030%～0.0200%，

剩余部分为Fe及不可避免的杂质；

在晶粒内，由Cu形成的最大直径为5nm以下的Cu团簇的个数密度低于2×10¹³个/mm³。

（9）在上述（8）所述的铁素体系不锈钢热轧钢板中，可以以满足下述（式2）的方式，以质量%计进一步含有Nb：0.10%～0.70%以下、Ti：0.05%～0.30%以下中的1种或2种以上。

Nb/93＋Ti/48≥C/12＋N/14（式2）

（10）在上述（8）或（9）所述的铁素体系不锈钢热轧钢板中，可以以质量%计进一步含有Mo：0.1%～1.0%、Ni：0.1%～1.0%、Al：0.50%～3.0%中的1种或2种以上。

（11）在上述（8）～（10）中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧钢板中，可以以质量%计进一步含有B：0.0001%～0.0025%。

（12）本发明的第二实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法具有以下工序：通过采用将具有上述（8）～（11）中任一项所述的钢组成的铁素体系不锈钢进行铸造而得到的钢坯来进行热轧，形成热轧钢板的工序，热轧后，将卷取温度T规定为300℃～500℃，将所述热轧钢板卷取成卷状的工序，和使成为卷状的所述热轧钢板在水槽中浸渍1小时以上，在该浸渍后从所述水槽取出所述热轧钢板的工序；

其中，在将所述热轧钢板卷取成卷状的工序后，使所述热轧钢板在所述水槽中浸渍满足下述（式3）的时间tc（h）以内。

tc＝10＾（（452－T）/76.7）（式3）

发明效果

如上所述，根据本发明，在添加Cu的耐热性优良的铁素体系不锈钢中，通过使热轧时的卷取温度最佳化，控制Cu系析出物的形态，调整硬度，能够防止作为以往课题的韧性劣化。

此外，通过控制卷取温度，能够使Cu系析出物的形态最佳化，能够在卷取后的工序即冷轧板退火后，使有利于加工性的｛222｝面方位发展。其结果是，可提高钢板的加工性。

此外，根据本发明，影响热轧钢板韧性的微细的Cu团簇的个数密度比以往更低地分布。因此，能够抑制热轧钢板韧性的下降，其结果是，能够防止热轧钢板的冷裂纹。

此外，根据本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板，即使通过热轧后的连续退火或酸洗工序也不产生冷裂纹。

此外，根据本发明，通过对含有Cu的铁素体系不锈钢热轧钢板的冷裂纹进行抑制，能够提高制造成品率、提高生产效率。其结果是，能够在降低制造成本等方面发挥在产业上非常有用的效果。此外，通过提高生产效率能够抑制使用能量，因而可为保护地球环境做出贡献。

特别是，通过将本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板应用于汽车等的排气系部件，在环境对策或部件的低成本化等方面可得到较大的效果。

附图说明

图1是表示热处理温度对第一实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板的维氏硬度和20℃时的夏比冲击试验的吸收能的影响的曲线图。再有，图1所示的热处理温度模拟卷取温度。

图2是表示热处理温度对第一实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板的夏比冲击试验的延展性-脆性过渡温度的影响的曲线图。再有，图2所示的热处理温度模拟卷取温度。

图3是表示在对第一实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板在多种温度下进行了热处理后，利用透射电子显微镜观察Cu系析出物的析出状态的结果的图。

图4是表示L值对第一实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板的20℃时的夏比冲击试验的冲击值的影响的曲线图。

图5是表示第一实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板的热处理温度对冷轧退火板的兰克福特值的影响的曲线图。再有，图5中的热处理温度模拟卷取温度。

图6是表示在430℃卷取第二实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板时，直到850～450℃的平均冷却速度对20℃时的夏比冲击试验的冲击值的影响的曲线图。

图7是表示在第二实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板中，卷取温度与热轧卷底部的20℃时的夏比冲击试验的冲击值的关系的曲线图。

图8是表示第二实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板的卷取温度对冷轧板退火板后的兰克福特值的影响的曲线图。

图9是表示本实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板的卷取温度、直到浸渍在水槽中的时间与韧性的关系的图。

具体实施方式

（铁素体系不锈钢热轧钢板（第一实施方式））

以下，对本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板进行详细说明。

本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板具有下述钢组成：以质量%计分别含有C：0.02%以下、N：0.02%以下、Si：0.1～1.5%、Mn：1.5%以下、P：0.035%以下、S：0.010%以下、Ni：1.5%以下、Cr：10～20%、Cu：1.0～3.0%、Ti：0.08～0.30%、Al：0.3%以下，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，以维氏硬度计具有低于235Hv的硬度。

以下，对本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板的钢组成的限定理由进行说明。再有，有关组成的%的符号，在不特别事先说明时是指质量%。

C：0.02%以下

C使成形性和耐蚀性、热轧板韧性劣化，因此其含量越少越好，因而将上限规定为0.02%。但是，过度的减少导致精炼成本的增加，此外，如果从耐蚀性的观点考虑，优选规定为0.001%～0.009%。

N：0.02%以下

N与C同样使成形性和耐蚀性、热轧板韧性劣化，因此其含量越少越好，因而规定为0.02%以下。但是，过度的减少关系到精炼成本的增加，因此优选规定为0.003%～0.015%。

Si：0.1%～1.5%

Si作为脱氧剂是有用的元素，同时也是改善高温强度和耐氧化性的元素。到800℃左右的高温强度随着Si量的增加而提高，在0.1%以上表现出其效果，因而将下限规定为0.1%。但是，过度的添加使常温延展性降低，因而将上限规定为1.5%。再有，如果考虑到耐氧化性，则优选为0.2%～1.0%。

Mn：1.5%以下

Mn是作为脱氧剂添加的元素，同时也是有助于提高中温区的高温强度的元素。此外，也是在长时间使用中在表层形成Mn系氧化物，有助于氧化皮（氧化物）的密合性或异常氧化的抑制效果的元素。

另一方面，过度的添加除了产生由γ相（奥氏体相）的析出导致的热轧板韧性下降以外，还因形成MnS而使耐蚀性下降，因而将上限规定为1.5%。再有，如果考虑到高温延展性或氧化皮的密合性、异常氧化的抑制，则优选为0.1～1.0%。

P：0.035%以下

P是固溶强化能力大的元素，但也是铁素体稳定化元素，而且是对耐蚀性或韧性有害的元素，因此优选尽可能少。

P作为杂质含在不锈钢原料即铬铁中，但由于从不锈钢的钢水脱P是非常困难的，所以优选规定为0.010%以上。此外，P含量大致由使用的铬铁原料的纯度和量决定。可是，P是有害的元素，因而优选铬铁原料的P的纯度低，但低P的铬铁是高价的，因此规定为不会使材质或耐蚀性大大劣化的范围即0.035%以下。再有，优选为0.030%以下。

S：0.010%以下

S形成硫化物系夹杂物，使钢材的一般的耐蚀性（全面腐蚀或点腐蚀）劣化，因此优选其含量的上限低，规定为0.010%。此外，S含量越小耐蚀性越良好，但低S化使脱硫负荷增大，使制造成本增大，因此优选将其下限规定为0.001%。再有，优选为0.001～0.008%。

Ni：1.5%以下

Ni作为不可避免的杂质混入铁素体系不锈钢的合金原料中，一般以0.03～0.10%的范围含有。此外，对于抑制点腐蚀的扩展是有效的元素，添加0.05%以上可稳定地发挥其效果，因此优选将下限规定为0.01%。

另一方面，大量的添加有招致固溶强化导致的材质硬化的可能性，所以将其上限规定为1.5%。再有，如果考虑到合金成本，则优选为0.05～1.0%。

Cr：10～20%

Cr在本发明中对于确保耐氧化性或耐蚀性是必需的元素。在低于10%时，没有表现出上述效果，另一方面，在超过20%时导致加工性的下降或韧性的劣化，因此规定为10～20%。再有，如果考虑到制造性或高温延展性，则优选为10%～18%。

Cu：1.0～3.0%

Cu对于提高作为以汽车的高温排气***等为代表的高温环境用部件使用时所需的高温强度是必要的元素。Cu显示出下述作用：在500～750℃主要发挥析出强化能力，在其以上的温度下通过固溶强化抑制材料的塑性变形，提高热疲劳特性。如此的效果是生成Cu析出物所带来的析出硬化作用，通过添加1.0%以上可表现出来。另一方面，过度的添加产生高温强度的下降，因而将上限规定为3.0%。再有，如果考虑到冷轧退火时使Cu固溶，抑制加工性的下降，则优选为1.0%～1.5%。

Ti：0.08%～0.30%

Ti是通过与C、N、S结合提高耐蚀性、耐晶界腐蚀性、常温延展性或深冲性的元素。Ti含量可根据经济上可达成的C、N、S的可减少量决定其量，因而将下限规定为0.08%。然而，Ti的过剩添加因连续铸造时钢水中结晶出的TiN而使铸坯的表面缺陷增大，因此将其上限规定为0.30%。再有，有时也产生固溶Ti带来的提高耐蚀性的效果、或由大型析出物TiN带来的热轧板韧性或冲压加工性的下降，因此优选规定为0.10%～0.18%。

Al：0.3%以下

Al除了作为脱氧元素添加以外，还是提高耐氧化性的元素。此外，作为固溶强化元素对于提高600～700℃时的强度是有用的。其作用从0.01%开始稳定地表现出，因此优选将下限规定为0.01%。

另一方面，过度的添加除了因硬质化使均匀延伸率显著下降以外，还使韧性显著下降，因而将上限规定为0.3%。另外，如果考虑到表面缺陷的发生或焊接性、制造性，则优选为0.01%～0.07%。

此外，在本实施方式中，除上述元素以外，优选添加V：0.3%以下，B：0.0002%～0.0030%、Nb：0.3%以下、Mo：0.3%以下、Zr：0.3%以下及Sn：0.5%以下中的1种以上。

V：0.3%以下

V具有通过形成微细的碳氮化物而产生析出强化作用，有助于提高高温强度的效果，因此根据需要添加。添加0.03%以上可稳定地表现出其效果，因此优选将下限规定为0.03%。

另一方面，如果过剩地添加，则有招致析出物粗大化的可能性，其结果是，热轧板韧性下降，因而将上限规定为0.3%。再有，如果考虑到制造成本或制造性，则优选规定为0.03%～0.1%。

B：0.0002%～0.0030%

B是提高制品的冲压加工时的2次加工性的元素，同时还具有提高添加Cu的钢的高温强度的效果，因此根据需要添加。在0.0002%以上时表现出其效果。然而，过度的添加因Cr₂B、（Cr、Fe）₂₃（C、B）₆的析出，除了损害韧性及耐蚀性以外，有时还损害焊接性，因此将B含量规定为0.0002%～0.0030%。再有，如果考虑到加工性或制造成本，则优选规定为0.0003%～0.0015%。

Nb提高高温强度及热疲劳特性，因此只要根据需要添加就可以，为了发挥这些效果，优选将下限规定为0.01%。

另一方面，过度的添加导致生成Laves相，其结果是，Cu析出带来的析出强化能力被抑制，因此是不优选的。此外，如果热轧时进行630℃以上的高温卷取，则产生有Laves相导致的热轧板韧性下降的可能性。考虑到这些，将Nb的上限规定为0.3%。另外，从生产率或制造性的观点出发，优选规定为0.01%～0.2%。

Mo提高高温强度及热疲劳特性，因此只要根据需要添加就可以，为了发挥这些效果，优选将下限规定为0.01%。

另一方面，过度的添加与Nb同样，生成Laves相，使Cu析出带来的析出强化能力被抑制，因此是不优选的。此外，如果热轧时进行630℃以上的高温卷取，则有产生由Laves相导致的热轧板韧性下降的可能性。考虑到这些，将Mo的上限规定为0.3%。另外，从生产率或制造性的观点出发，优选为0.01%～0.2%。

Zr与Ti或Nb同样，是碳氮化物形成元素，有助于通过增加固溶Ti、Nb量提高高温强度、提高耐氧化性，因此可以根据需要添加。通过添加0.05%以上可稳定地发挥这些效果，因此优选将下限规定为0.1%。

但是，过度的添加明显招致制造性劣化，因而将上限规定为0.3%。再有，如果考虑到成本或表面品位，则更优选为0.1%～0.2%。

Sn与Mo同样，对于提高耐蚀性及高温强度是有效的元素。此外，还具有不使常温机械特性大大劣化的效果，因此可以根据需要添加。在添加0.05%以上时稳定地表现出对高温强度的贡献，因此优选将下限规定为0.05%。

另一方面，如果过度地添加则制造性及焊接性显著劣化，因而将上限规定为0.5%。再有，如果考虑到耐氧化性等，则优选为0.1%～0.3%。

（铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法（第一实施方式））

接着，对本实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法进行说明。

第一实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法是，对具有上述钢组成的铁素体系不锈钢进行制钢，制钢后，对铸造得到的钢坯（板坯）实施热轧的精轧，在形成热轧钢板后，将卷取温度规定为620℃以上且750℃以下，卷取该热轧钢板。

在本实施方式中，熔炼含有上述必需成分及根据需要添加的成分的钢，按照公知的铸造方法（连续铸造）形成板坯。然后，将该板坯加热至规定的温度，接着通过热轧到规定的板厚将板坯形成热轧钢板（热轧板）。再有，将热轧的精轧终止温度（精轧温度）规定在800℃～980℃的范围内。

接着，在精轧后，对热轧钢板进行冷却，并卷取成卷状，从而形成热轧卷。

这里，在精轧后，将热轧钢板卷取成卷状的温度（卷取温度）对热轧板韧性有较大影响。

以下，对本实施方式中的卷取温度的限定理由进行说明。

在本实施方式中，将卷取温度规定为620～750℃。

通过在如此的卷取温度的范围内卷取，能够使Cu以ε-Cu的形式析出，能够使卷取后的热轧钢板的硬度低于235Hv。

析出的ε-Cu如上所述对热轧板韧性基本上是无害的。此外，认为Cu系析出物在成为ε-Cu的过程中形成富Cu团簇，但卷取后，通过根据卷取温度进行规定时间的中间保温，能够使相当量的固溶Cu以ε-Cu的形式析出。其结果是，能够得到能在常温（冷态）下的后续工序中使板通过的热轧板的韧性。再有，将在卷取热轧钢板形成热轧卷后、保温该热轧卷的时间称为保持时间t。

此外，通过在如此的卷取温度范围内进行卷取，在后续工序即冷轧板退火中的升温过程中析出的Cu也少，具有｛222｝面方位的再结晶织构非常发达，可制造加工性优良的冷轧钢板。

然而，如果在低于620℃的温度下卷取，则卷取后的热轧卷的顶部或底部的温度下降增大，有不能确保充分的保持时间t的可能性。而且，如果不能如此确保保持时间t，则不能使ε-Cu充分析出，因此有在顶部及底部各部位韧性下降，在热轧卷内的各部位产生韧性差的可能性。

此外，如果在超过750℃下卷取，则热轧卷的氧化进展，在下道工序即热轧板酸洗中，为除去热轧钢板表面的氧化皮需要长时间。所以，在本实施方式中，将卷取温度规定为620～750℃。

此外，在本实施方式中，在将热轧钢板卷取形成热轧卷后，优选在该热轧卷的全部长度中，以满足下述式（1）的方式，一边控制热轧钢板温度T（K）及保持时间t（h），一边对热轧卷进行保温或冷却。如此，通过以满足下述式（1）的方式控制热轧卷的全部长度中的温度过程，能够防止热轧卷内的各部位上的韧性偏差，能够得到良好的热轧板韧性。

T（20.24＋log（t））≥17963（1）

以下，对上述式（1）进行说明。再有，将上述式（1）中的T（20.24＋log（t））称为L值。

通常，在卷取热轧钢板形成热轧卷后的冷却工序中，热轧卷的顶部或底部的冷却速度大。因此，热轧卷内的顶部、底部的温度下降比中部大，同时顶部及底部的韧性劣化，有热轧卷内的各部位的韧性产生偏差的可能性。另外，卷取温度越低越担心如此的热轧卷内的顶部、底部的温度下降。然而，如此的温度下降根据使用的热轧卷取机或卷取后的热轧卷的冷却方法等而变动。因此，不能一概说成为问题，但在热轧卷内的温度下降导致的韧性劣化成为问题时，优选以热轧卷全部长度中的温度过程在620～750℃的温度区满足上述式（1）的方式控制L值。也就是说，优选控制卷取后的热轧卷的各部位上的温度（热轧钢板温度T），而且一边在各部位调整热轧钢板温度T下的保持时间t一边进行热轧卷的保温或冷却。

这里，控制L值的方法没有特别的限定，能够从一般所用的方法或条件中适宜选择。例如，在通过注水将精轧后的热轧钢板冷却到上述卷取温度的范围内时，对成为热轧卷的顶部、底部的部位通过适宜调整冷却条件控制冷却。由此，以成为顶部、底部的部位的温度高于成为中部的部位的温度的方式调整卷取前的热轧钢板的温度分布。然后，卷取如此的温度分布状态的热轧钢板形成热轧卷。也就是说，即使在形成热轧卷后的冷却工序中顶部或底部的温度下降时，也在卷取温度范围内被控制在高于中部的温度，因此能够确保保持时间t，能够在热轧卷全部长度中满足上述式（1）。

以下，示出用于对如此的卷取温度及上述式（1）的限定理由进行详细说明的调査结果。再有，以下说明的热轧板韧性的评价方法将试样数规定为3个，在20℃进行夏比冲击试验，求出吸收能。然后，以得到的结果的最低值进行评价。

图1中，将精轧温度规定为850℃，将本实施方式的铁素体系不锈钢热轧至板厚5mm，形成热轧板。然后，将到400℃的平均冷却速度规定为100℃/秒，通过水冷进行冷却，然后通过空冷进行冷却。

接着，采用得到的热轧板，为了调查热轧后的卷取时的卷取温度的影响，再现卷取时的温度过程，在多种温度下进行1小时的热处理。

接着，测定热处理后的热轧板（热处理板）的维氏硬度，同时从热轧板采集3个作为板厚原状的夏比冲击试验片（板厚原状的小尺寸）的试样，在20℃进行夏比冲击试验，评价热轧板韧性。再有，图1中示出多种温度时的吸收能的最低值。

从图1弄清楚的是，得知：当热处理温度在超过450℃且小于等于600℃之间时，热轧板的硬度急剧增加到235Hv以上，另一方面，韧性大大下降。认为这是因为富Cu团簇析出。然而，得知：在热处理温度为620℃以上时，硬度软化至低于235Hv，同时吸收能急剧上升，韧性大大上升。

再有，为调查图1所示的关系而采用的铁素体系不锈钢的钢成分为14%Cr-0.5%Si-0.5%Mn-0.005%C-0.010%N-0.15%Ti-1.2%Cu-0.0005%B。

图2中示出对采用与图1时同样的方法制造的热处理板，在－40℃～140℃的范围进行夏比冲击试验的结果。

由图2弄清楚的是，得知：在450～550℃下热处理得到的热处理板的延展性-脆性过渡温度提高到接近100℃。另一方面，得知：在650℃、700℃下热处理得到的热处理板的延展性-脆性过渡温度为20℃以下，显示与未热处理的热轧板同等以上的韧性。

再有，为调查图2所示的关系而采用的铁素体系不锈钢的钢成分为14%Cr-0.9%Si-0.5%Mn-0.005%C-0.010%N-0.15%Ti-1.5%Cu-0.0005%B。

为了弄清楚热轧板的韧性在如图2所示热处理温度下较大变化的原因，用透射电子显微镜观察了图2中所示的热处理材中的Cu析出物。再有，观察的热处理材为未热处理的热轧板（热态材）、550℃热处理材及700℃热处理材3种。观察结果示于图3（a）～（c）。图3（a）为热态材（asHot材），图3（b）为550℃热处理材，图3（c）为700℃热处理材。

从图3（a）弄清楚的是，在未热处理的热轧板没有发现Cu的析出物。另一方面，在图3（b）所示的550℃热处理材中，能够确认几纳米尺寸的微细的Cu析出。认为该微细的Cu为富Cu团簇，在位错上比较大地析出，在其它地方更微细地析出。此外，在图3（c）所示的700℃热处理材中，能够观察到ε-Cu析出，可观察的尺寸为30～100nm。

再有，富Cu团簇使韧性下降的原因不清楚，但在进行拉伸试验时，均匀延伸率大约为10%，因此与其认为因缺乏常温时的延展性而产生脆性断裂，不如推断为因析出物非常细地分散而阻碍高速的位错移动，发生脆性断裂。

图4中，对采用与图1时同样的方法制造的热轧板，采用盐浴急速加热至620～750℃，在进行了多种时间的热处理后，通过水冷进行冷却。然后，调查热轧板韧性。将加热温度及热处理时间按L值（T（20.24＋log（t）））整理，示于图4中。得知：即使在620～750℃进行热处理，短时间内韧性也下降。由此结果得出，在本实施方式中，优选在卷取了热轧板后，在卷全部长度中，以满足上述式（1）的方式对热轧板进行保温或冷却。

再有，为调查图4所示的关系而采用的铁素体系不锈钢的钢成分为14%Cr-0.5%Si-0.3%Mn-0.005%C-0.010%N-0.15%Ti-1.2%Cu-0.0005%B。

这里，对在本实施方式中通过上述L值规定卷取后的热轧卷的温度过程的理由进行说明。

钢板中的ε-Cu的析在Cu的析出前缘附近的温度区，如果是620～750℃则越是高温的温度区越以短时间进行。此外由于析出现象为原子的扩散速率决定因素，因此按钢板温度和保持时间的对数的积进行整理。因而，在通过L值整理图4中的试验结果时，得知：在L值为17963以上的条件下，可得到良好的热轧板韧性。由此，在本实施方式中，将L值的下限规定为17963。再有，如果考虑到操作管理的难易度，则更优选将L值规定为18240以上。

此外，图5中，对用与图1时同样的方法制造的热轧板在400～750℃进行了1小时的热处理后，进行空冷，将再结晶退火省略，从板厚5.0mm冷轧到2.0mm，在880～920℃的范围进行冷轧板退火。再有，以冷轧板退火中的平均升温速度为4℃/s进行。采用得到的冷轧退火板测定的兰克福特值（r值）和施加给热轧板的热处理温度的关系示于图5中。再有，热处理温度是为再现本实施方式中的卷取温度而进行的。

从图5弄清楚的是，得知：在620～750℃的温度范围兰克福特值提高，在700℃为最高的值。也就是说，得知：通过将卷取温度规定为620～750℃，冷轧板的加工性提高。

此外，在本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造中，通常也可以实施热轧后实施的热轧板退火，但从提高生产率的观点出发，优选不实施。通常的添加Nb的钢的热轧钢板是硬质的，因此在冷轧前实施热轧板退火，但本实施方式的钢板由于不添加Nb或少量添加，因此可将热轧钢板的退火省略，能够带来制造成本的降低。

此外，通过省略热轧板退火，可在冷轧时，然后在冷轧板退火时的升温过程中维持卷取时析出的ε-Cu并使其预先析出。因此，冷轧、冷轧板退火后的织构发达，通过提高r值或减少各向异性能够提高冲压成形性。

此外，在进行本实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法的后续工序即冷轧时，优选采用辊径为400mm以上的轧制工作辊。

这里，不锈钢板的冷轧通常为用工作辊径（辊径）为60～100mm范围的森吉米尔式轧机进行可逆轧制、或者用工作辊径为400mm以上的串列式轧机进行单方向轧制中的任一种。再有，所有都以多道次进行轧制。

在本实施方式中，为了提高作为加工性指标的r值，优选用辊径为400mm以上的串列式轧机实施冷轧。例如在采用辊径小到100mm以下的小径辊时，冷轧时向钢板表层附近导入许多剪切应变，在下道工序的冷轧板退火（再结晶退火）时抑制｛222｝或｛554｝结晶方位发展，难提高r值。可是，通过用大径辊进行冷轧，通过抑制剪切应变上述结晶方位显著发展，能够进一步提高r值。此外，串列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，因此在生产率方面也优良。

再有，如果冷轧工序中的压下率低，则在冷轧板退火后得不到再结晶组织，或因过度粗粒化而使机械性质劣化，所以优选冷轧工序的压下率为50%以上。

此外，在本实施方式中，对其它制造工序没有特别的规定，热轧板的板厚、冷轧板退火温度、冷轧板退火气氛等只要适宜选择就可以。再有，作为优选的条件，优选将热轧板的板厚规定为3.0～5.0mm，将冷轧板退火温度规定为860～960℃，将冷轧板退火气氛规定为燃烧气体气氛或氢和氮的混合气氛。此外，也可以在冷轧、冷轧板退火后赋予调质轧制或拉伸矫直。另外，对于制品（冷轧钢板）板厚，只要根据所要求部件的厚度来选择就可以。

再有，本发明由于不添加Nb或Nb含量低，所以能够将冷轧后的冷轧板退火温度规定为低到850～970℃的温度。但是，为了在冷却过程中防止由富Cu团簇析出导致的硬化，优选以10℃/s以上的冷却速度进行冷却。

如上所述，根据本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板，由于Cu以ε-Cu的形式析出，因此能够使钢板的硬度低于235Hv。其结果是，能够得到能在常温（冷态）下的后续工序中使板通过的热轧板的韧性。

根据本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，通过使热轧中的卷取温度最佳化，控制Cu系析出物的形态，调整硬度，能够防止作为以往课题的韧性劣化。

此外，通过控制卷取后的热轧钢板全体的温度过程，能够在热轧钢板的卷取后的卷内部抑制韧性偏差，其结果是，能够确保良好的热轧板韧性。

此外，通过控制卷取温度或卷取后的温度过程，能够使Cu系析出物的形态最佳化，在卷取后的工序即冷轧板退火后，能够使有利于加工性的｛222｝面方位发达。其结果是，可提高钢板的加工性。

此外，本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板由于用Cu取代Nb或Mo这样的高价的合金元素，因此在用于汽车等的排气系用部件时，能够在环境对策或部件低成本化等方面得到大的效果。

（铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法（第二实施方式））

接着，对本发明的第二实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法进行说明。

本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法是，对具有上述钢组成的铁素体系不锈钢进行制钢，制钢后，对铸造得到的钢坯（板坯）进行热轧的精轧，然后将850℃～450℃之间的平均冷却速度规定为10℃/秒以上，同时将卷取温度规定为350℃～450℃，进行卷取热轧工序。

再有，本实施方式的制造方法与上述第一实施方式的制造方法中的精轧后的冷却条件及卷取温度有所不同，但不论采用两实施方式中的哪种制造方法，都能起到上述的效果。

在本实施方式中，按照公知的铸造方法（连续铸造）将含有上述必需成分及根据需要添加的成分的钢形成板坯。然后，将该板坯加热至规定的温度，热轧到规定的板厚，将板坯形成热轧钢板（热轧板）。再有，将热轧的精轧终止温度（精轧温度）规定在800℃～980℃的范围内。

接着，在精轧后，对热轧钢板通过水冷进行冷却，卷取成卷状。

这里，精轧后的冷却条件和其后卷取热轧钢板的温度（卷取温度）对热轧板韧性有较大影响。

以下，对本实施方式中的冷却条件和卷取温度的限定理由进行说明。

首先，对冷却条件的限定理由进行说明。

在本实施方式中，将精轧后850℃～450℃之间的平均冷却速度规定为10℃/秒以上。

如上所述，根据本发明者们的调査，得知：在为添加Cu的铁素体系不锈钢的情况时，在精轧后～450℃（特别是600℃～450℃）的温度区，纳米级的富Cu团簇析出，韧性极度下降。也就是说，通过提高如此温度范围的冷却速度，能够防止富Cu团簇的析出。在平均冷却速度为10℃/秒以上时可稳定地发挥如此的效果，所以将精轧后850℃～450℃之间的平均冷却速度规定为10℃/秒以上。再有，如果考虑到改善韧性，则优选规定为20℃/秒以上。

接着，对卷取温度的限定理由进行说明。

在本实施方式中，将卷取温度规定为350℃～450℃。

如果卷取温度过低，则不能以Ti或Nb等的碳氮化物的形式充分固定固溶C、固溶N，因此在冷轧板退火时阻碍｛222｝面的再结晶织构发展。其结果是，有加工性劣化的可能性。另一方面，如果卷取温度过高，则有富Cu团簇析出，热轧板韧性下降的可能性。所以，为了兼顾加工性和热轧板韧性的提高，在本实施方式中，将卷取温度规定为350℃～450℃。再有，如果考虑到卷内的各部位上的温度偏差，则为改善韧性而优选将卷取温度规定为380℃～430℃。

以下，示出用于对如此的冷却条件及卷取温度的限定理由进行详细说明的调査结果。再有，以下说明的热轧板韧性的评价方法与上述第一实施方式同样地将试样数设为3个，在20℃进行夏比冲击试验，求出吸收能。然后，以得到的结果的最低值进行评价。

虽在上述第一实施方式中已叙述，但从图1弄清楚的是，得知：在热处理温度为超过450℃且小于等于600℃之间时硬度上升，另一方面韧性大大下降。认为这是因为富Cu团簇析出。

再有，为调查图1所示的关系而采用的铁素体系不锈钢的钢成分为14%Cr-0.5%Si-0.5%Mn-0.005%C-0.010%N-0.15%Ti-1.2%Cu-0.0005%B。

接着，在图6中，将精轧温度规定为850℃，将本实施方式的铁素体系不锈钢热轧到板厚5mm。然后，一边变化直到450℃的平均冷却速度一边通过炉冷、空冷、气水冷却或水冷中的任一种进行冷却，冷却后在430℃进行卷取，形成热轧卷。卷取后的热轧板韧性在20℃下的评价结果示于图6。

由图6弄清楚的是，随着平均冷却速度的增加冲击值也增加。此外，在平均冷却速度为10℃/s以上时冲击值超过20J/cm²，判断为可在常温下的冷轧及酸洗处理等后续工序中使板通过。

认为这是因为，在平均冷却速度低于10℃/s时，在冷却过程中富Cu团簇析出完成，硬化结束。

再有，为调查图6所示的关系而采用的铁素体系不锈钢的钢成分为17%Cr-0.1%Si-0.2%Mn-0.005%C-0.010%N-0.15%Ti-1.2%Cu-0.0005%B。

在图7中，将精轧温度规定为850℃，将本实施方式的铁素体系不锈钢热轧到板厚5mm。接着，使卷取温度在30℃～800℃之间变化，进行卷取，然后从得到的热轧卷的底部采集试样，热轧板韧性的评价结果示于图7。

由图7弄清楚的是，得知：在将卷取温度规定为500℃～700℃时，底部的冲击值低于20J/cm²。

认为这是因为，与图1中所示的曲线图同样，在将卷取温度规定为500℃～700℃的范围时，在底部富Cu团簇析出，因此韧性下降。再有，即使在此种情况下，在卷取温度为620～750℃时，通过以满足上述式（1）的方式控制热轧卷全部长度中的温度过程，也可消除如此的热轧卷内的各部位上的韧性的偏差。

此外，为调查图7所示的关系而采用的铁素体系不锈钢的钢成分为14%Cr-0.9%Si-0.5%Mn-0.005%C-0.010%N-0.15%Ti-1.2%Cu-0.0005%B。

在图8中，将精轧温度规定为830℃，将本实施方式的铁素体系不锈钢热轧到板厚5mm。然后，使卷取温度从30℃到550℃变化，进行卷取。

接着，在通过酸洗将热轧卷的氧化皮除去后，通过冷轧从板厚5mm轧制到板厚2mm，然后在900℃进行冷轧板退火。再有，以冷轧板退火中的平均升温速度为7℃/s进行。采用得到的冷轧板测定的兰克福特值和卷取温度的关系示于图8。

从图8弄清楚的是，兰克福特值在卷取温度为350℃～450℃之间时显示极大值。也就是说，得知：通过将卷取温度规定在350℃～450℃之间，冷轧板的加工性提高。另一方面，认为超过450℃的卷取温度下的兰克福特值的下降是由富Cu团簇的析出造成的，此外认为低于350℃下的兰克福特值的下降起因于固溶C、N的增加。

再有，为调查图8所示的关系而采用的铁素体系不锈钢的钢成分为14%Cr-0.5%Si-0.5%Mn-0.005%C-0.010%N-0.15%Ti-1.2%Cu-0.0005%B。

这里，在本实施方式中将卷取温度规定在350～450℃这样的低温侧的范围内。如此在卷取温度为低温侧时，优选将冷轧板退火中的平均升温速度规定为5℃/s以上。如果升温速度过慢，则有时卷取时析出的ε-Cu生长成富Cu团簇。因此，通过将冷轧板退火中的平均升温速度规定为5℃/s以上，能够抑制富Cu团簇的生成，其结果是更能够抑制r值的下降。

此外，在本实施方式的铁素体系不锈钢板的制造中，通常也可以实施在热轧后实施的热轧板退火，但从提高生产率的观点出发，优选不实施。

通常的添加Nb的钢的热轧钢板是硬质的，因此在冷轧前实施热轧板退火，但本实施方式的钢板由于不添加Nb或少量添加Nb，因此可将热轧钢板的退火省略，能够带来制造成本的降低。

再有，在本实施方式的铁素体系不锈钢板的制造中，也可以在热轧与热轧板酸洗之间进行热轧板退火。如上所述，在本实施方式的制造方法中，虽可将该热轧板退火的工序省略，但在进行该热轧板退火时，将热轧板退火温度规定为880℃～1000℃的范围，作为此时的气氛，优选规定为燃烧气体气氛。这是因为制造成本和生产率的缘故。

此外，在本实施方式中的铁素体系不锈钢板的制造方法中，与上述第一实施方式同样，在进行冷轧时，优选采用辊径为400mm以上的轧制工作辊，为了提高作为加工性指标的r值，优选用辊径为400mm以上的串列式轧机实施冷轧。

再有，如果冷轧工序中的压下率低，则在冷轧板退火后得不到再结晶组织，或因过度地粗粒化而使机械性质劣化，因此优选冷轧工序的压下率为50%以上。

此外，在本实施方式中也与上述第一实施方式同样，对于其它制造工序没有特别的规定，适宜选择热轧板厚、冷轧板退火温度、冷轧板退火气氛等即可。再有，作为优选的条件，优选将热轧板厚规定为3.0～5.0mm，将冷轧板退火温度规定为860～960℃，将冷轧板退火气氛规定为燃烧气体气氛或氢和氮的混合气氛。但是，在冷轧板退火后的冷却过程中，为了防止由富Cu团簇析出导致的硬化，优选以空冷以上的冷却速度进行冷却。

此外，也可以在冷轧、冷轧板退火后赋予调质轧制或拉伸矫直。另外，关于制品板厚，根据所要求的部件的厚度进行选择即可。

如上所述，根据本发明的铁素体系不锈钢板的制造方法，通过使热轧后的卷取温度最佳化，控制Cu系析出物的形态，能够防止作为以往课题的韧性劣化。此外，还可控制固溶C量或固溶N量，能够提高加工性。

此外，通过使卷取温度最佳化，同时控制热轧后的平均冷却速度，能够使Cu固溶，其结果是，能够确保良好的韧性。

此外，本发明的铁素体系不锈钢板由于用Cu取代Nb或Mo这样的高价的合金元素，因此在用于汽车等的排气系用部件时，在环境对策或部件低成本化等方面能够得到大的效果。

（铁素体系不锈钢热轧钢板（第二实施方式））

以下，对本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板进行详细说明。

本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板具有下述钢组成：以质量%计分别含有C：0.0010%～0.010%、Si：0.01%～1.0%、Mn：0.01%～2.00%、P：低于0.040%、S：0.010%以下、Cr：10.0%～30.0%、Cu：1.0～2.0%、Al：0.001%～0.10%及N：0.0030%～0.0200%，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，在晶粒内，由Cu形成的最大直径为5nm以下的Cu团簇的个数密度低于2×10¹³个/mm³。

以下，对本实施方式的热轧钢板的钢组成的限定理由进行说明。再有，有关组成的%的符号，在不特别事先说明时表示质量%。

C：0.0010～0.010%

C如果以固溶状态存在则焊接部的晶界腐蚀性劣化，因此不优选大量添加，将上限规定为0.010%。此外，在为了不对晶界腐蚀性施加影响而减少C量时，带来精炼时间增加等制造成本的增加，因而将下限规定为0.0010%。再有，如果从焊接部的晶界腐蚀性及制造成本的观点考虑，优选规定为0.0020～0.0070%。

Si：0.01～1.0%

Si是提高耐氧化性的元素。然而如果大量添加则招致韧性劣化，因而将上限规定为1.0%。另一方面，因作为脱氧剂不可避免地混入，而将下限规定为0.01%。再有，优选规定为0.02%～0.97%的范围。

Mn：0.01～2.00%

Mn是提高高温强度、耐氧化性的元素，但大量添加时与Si同样招致韧性劣化，因而将上限规定为2.00%。此外，有时不可避免地混入，因而将下限规定为0.01%。再有，优选规定为0.02%～1.95%的范围。

P：低于0.040%

P不可避免地从Cr的原料等中混入，多混入0.005%，使延展性或制造性下降，因此优选尽可能少。可是，过度进行脱磷是非常困难的，而且还增加制造成本，所以规定为低于0.040%。

S：0.010%以下

S有时形成容易溶解的化合物，使耐蚀性劣化，因此优选少，规定为0.010%以下。此外，从耐蚀性的观点出发优选低，优选规定为低于0.0050%。

再有，近年来脱硫技术在发展，因此优选将S的下限规定为0.0001%，如果考虑到稳定的制造性，则更优选将下限规定为0.0005%。

Cr：10.0～30.0%

Cr对于确保耐蚀性以及高温强度、耐氧化性是必要的基本元素，为了发挥其效果，10.0%以上的添加是必须的。另一方面，由于大量的添加招致韧性劣化，因而将上限规定为30.0%。再有，Cr量越多越高强度化，此外容易产生称为“475℃脆化”的高Cr钢中特有的脆化现象，因此优选将Cr量规定为20.0%以下。

Cu：1.0～2.0%

Cu如果适量添加则使高温时的强度增加，因此适合添加在汽车排气系部件用的钢板中。如果添加量低于1.0%则不能充分得到Cu形成的强化量，因而将下限规定为1.0%。此外，优选为1.05%以上。另一方面，大量的添加招致制造途中以及冷轧制品中的韧性劣化，因而将上限规定为2.0%。此外，优选为1.75%以下。

Al：0.001～0.10%、

Al作为脱氧元素使用，因此适量添加。在添加低于0.001%时脱氧能力不足，因此将此作为下限。另一方面，在添加量为0.10%时能够充分减少氧量，即使是超过此量的添加量脱氧能力也大致饱和。另外，过度的添加有招致加工性下降的可能性。因此，将0.10%作为上限。再有，优选为0.002%～0.095%的范围。

N：0.0030～0.0200%

N与C同样，如果以固溶状态存在则使焊接部的晶界腐蚀性劣化，因而不优选大量添加。因此将上限规定为0.0200%。此外减少N量导致精炼时间增加等制造成本的增加，因而将下限规定为0.0030%。再有，如果从焊接部的晶界腐蚀性及制造成本的观点考虑，则优选规定为0.0050～0.0120%。

此外，在本实施方式中，除上述元素以外，优选以满足下述式（2）的方式添加Nb：0.10～0.70%、Ti：0.05～0.30%中的1种或2种以上。

Nb/93＋Ti/48≥C/12＋N/14（2）

Nb及Ti具有与C或N形成析出物，减少固溶C、N的作用。此外，在Nb及Ti以固溶状态存在的情况下，在高温中通过固溶强化使部件的高温强度、热疲劳特性提高。为了固定C、N分别添加Nb：0.10%、Ti：0.05%以上是必要的，因此将此作为下限。此外，为了使钢中存在的C、N全部呈析出状态，在化学计量上满足上述式（2）是必要的。

另一方面，Nb、Ti同时大量添加招致制造途中的韧性劣化，此外有时表面缺陷的发生变得显著，因而将上限规定为Nb：0.70%、Ti：0.30%。

此外，在本实施方式中，除上述元素以外，优选添加Mo：0.1～1.0%、Ni：0.1～1.0%、Al：0.50～3.0%中的1种或2种以上。

Mo、Ni及Al是使高温强度增加的元素，可以根据需要添加。Al以与上述的脱氧不同的目的添加，因此适宜添加量不同。此外Ni还具有提高韧性的效果。高温强度的增加变得显著是在添加量分别为Mo：0.10%以上、Ni：0.10%以上、Al：0.50%以上时，因此将这些添加量作为下限。此外大量的添加招致制造途中的韧性劣化及表面缺陷的发生，因此将上限分别规定为1.0%、1.0%，3.0%。

此外，在本实施方式中，除上述元素以外，优选添加B：0.0001～0.0025%。

B是提高二次加工性的元素。在用于要求二次加工性的用途的情况下，可以根据需要添加。二次加工性的提高效果从添加量0.0001%以上开始表现出，所以将此作为下限。此外，大量的添加有时使加工性下降，因而将上限规定为0.0025%。

此外，作为本实施方式的重要特征，将晶粒内的由Cu构成的Cu团簇的尺寸规定为最大径为5nm以下。再有，Cu团簇的尺寸定义为Cu团簇的最大径，也就是说在Cu团簇为球状时定义为直径，在Cu团簇为板状时定义为对角长，在本发明中，对该最大径的测定值的平均值进行规定。此外，关于Cu团簇的最大径的测定方法见后述。

根据本发明者们的调査，得知：在热轧钢板的韧性下降的试样中，最大径为5nm以下的尺寸的Cu团簇存在较多。所以，在本发明中，为了抑制热轧钢板的韧性下降，将晶粒内的Cu团簇的尺寸规定为最大径为5nm以下。

此外，在本发明中，上述Cu团簇的尺寸的下限没有特别的限定，但如果考虑到Cu团簇的尺寸的测定精度，则优选规定为最大径为1nm以上。

再有，如此的微细尺寸的Cu团簇如前所述，是首次用三维原子探针法等观察到的，与以往技术中公开的Cu析出物不同，可认为是前体的状态。

此外，从上述调査的结果还得知：上述这样的微细尺寸的Cu团簇的密度与该热轧钢板的韧性有关系。所以，在本实施方式中，为了良好地保持热轧钢板的韧性，有必要将最大径为5nm以下的Cu团簇的个数密度规定为低于2×10¹³个/mm³。

Cu团簇的个数密度对热轧钢板的强度、韧性有较大的影响，在Cu团簇存在2×10¹³个/mm³以上的情况下，热轧钢板的韧性显著下降，发生冷裂纹的情况增多。如此的最大径为5nm以下的尺寸的Cu团簇成为位错等强力的喷丸强化部位，位错堆积，认为容易发生应力集中。所以，认为因如此微细的Cu团簇的空间密度的上升，使应力集中部位的密度增加，韧性下降，因而将Cu团簇的个数密度规定为低于2×10¹³个/mm³。

再有，对热轧钢板的韧性产生影响的，不只是上述的微细的Cu团簇，还有更大的Cu析出物，但在本发明的公开的范围内，在如此粗大的Cu析出物出现以前终止冷却，所以没有观察到粗大的Cu析出物。即，认为本发明中的热轧钢板的韧性由最大直径为5nm以下的Cu团簇的密度决定。

接着，虽是上述的微细的Cu团簇的尺寸及个数密度的测定方法，但由于Cu团簇比通常的析出物小，所以用透射型电子显微镜（TEM）测定大小或分布密度是困难的。所以，本发明中的铁素体系不锈钢热轧钢板的晶粒内的Cu团簇的尺寸及个数密度采用以下所示的三维原子探针（3D-AP）法，按以下的步骤进行测定。

首先，从成为测定对象的热轧钢板上切下0.3mm×0.3mm×10mm的棒状试样，用电解研磨法进行针状加工。采用实施了加工的该针状试样，在晶粒内的任意方向通过3D-AP（OxfordNanoscience公司制）进行50万原子以上的测定，通过三维映射可视化地进行定量解析。

对10个以上的不同的晶粒实施如此的任意方向的测定，作为平均值求出各晶粒所含的由Cu构成的微细的Cu团簇的个数密度（观察区域的单位体积的团簇的个数）和尺寸。Cu团簇的尺寸无论在球状或板状等中的哪种形状都测定达到最大的长度。特别是尺寸小的Cu团簇，其形状多不清楚，因此优选实施利用场离子显微镜（FIM）的电解蒸发的精密的尺寸测定。

这里，所谓FIM，是通过对加工成针状的试样外加高的电压，导入不活泼气体，二维地映现出试样表面的电场分布的方法。

一般钢铁材料中的析出物给出比铁素体基体亮或暗的对比度。通过在每个原子面进行特定的原子面的电场蒸发，观察析出物对比度的产生消失，能够高精度地估计析出物的深度方向的尺寸。

（铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法（第三实施方式））

接着，对本实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法进行说明。

本实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法具有以下工序：通过采用将具有上述铁素体系不锈钢热轧钢板（第二实施方式）所述的组成的铁素体系不锈钢进行铸造而得到的钢坯来进行热轧，形成热轧钢板的工序；热轧后，将卷取温度T规定为300℃～500℃，将热轧钢板卷取成卷状的工序；和使成为卷状的热轧钢板在水槽中浸渍1小时以上，在该浸渍后从水槽取出热轧钢板的工序；在将热轧钢板卷取成卷状的工序后，使该热轧钢板在水槽中浸渍满足下述（式3）的时间tc（h）以内。

tc＝10＾（（452－T）/76.7）（3）

以下，对本实施方式中的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法进行详细说明。

首先，采用将具有上述钢组成的铁素体系不锈钢进行铸造而得到的钢坯实施热轧。接着在实施了精轧后，通过水冷进行冷却，卷取成卷状。在本实施方式中，将此时的卷取温度T规定为300℃～500℃。如果卷取温度T低于300℃，则卷取前的冷却状态在钢板的每个部位容易不均匀，其结果是，容易发生卷取卷的形状不良，因此是不优选的。此外，在卷取温度T超过500℃时，上述的由Cu构成的Cu团簇的个数密度变得非常高，带来热轧钢板的韧性不良，因此是不优选的。

接着，在卷取成卷状后，在水槽中进行浸渍处理。这是为了抑制Cu团簇的生成。

这里，在通过精轧后的水冷使热轧钢板的温度达到卷取温度后，生成最大径为5nm以下的Cu团簇，其个数密度增加，直到韧性开始下降的时间强烈地依赖于热轧钢板的温度的经时变化。再有，在通常的热轧中在卷取温度300～500℃进行卷取时，从热轧后到达到卷取温度的时间为1min以内，此间的冷却速度为3℃/sec以上。在如此的冷却速度条件时，在卷取前Cu团簇不析出。此外对其后的卷取条件也不产生影响。也就是说，有必要在达到卷取温度并卷取成卷状后，在热轧钢板的韧性下降之前，根据卷取温度迅速浸渍在水槽中，防止Cu团簇的析出。所以，上述的卷取温度T、以及在达到卷取温度T并卷取成卷状后到浸渍在水槽中所需的时间是重要的。

根据本发明者们的调査结果，在本实施方式中，将从进行了热轧和冷却后，在卷取温度T（℃）进行卷取后，到浸渍所需的时间t（h）规定在上述式（3）的tc以内。

如果从达到卷取温度T之后到浸渍在水槽中的时间t超过tc，则5nm以下的尺寸的Cu团簇的个数密度增加，超过2×10¹³个/mm³，钢板韧性下降，因此是不优选的。此外，在卷取温度T高的情况下，Cu团簇的生成开始时间快，因此tc缩短，在卷取温度T低的情况下，tc延长。

此外，在本实施方式中，在浸渍在水槽中后保持在水槽内的时间（浸渍保持时间）也是重要的项目。在为1%以上大量含有Cu的成分系的钢板的情况时，在水槽内的浸渍保持时间短到低于1小时时，冷却不足，对Cu团簇的生成的抑制变得不充分。其结果是，有时热轧钢板的韧性不良，因此将浸渍保持时间规定为1小时以上。再有，如果考虑提高韧性，则优选规定为1.2小时以上。再有，在本实施方式中，保持在水槽内的时间的下限没有特别的限定，但如果考虑到生产率，则优选将水槽内的浸渍保持时间规定为48小时以内。

根据以上说明的本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板，通过上述钢组成及构成，对热轧钢板的韧性产生影响的微细的Cu团簇的个数密度与以往相比分布较低。因此，能够抑制热轧钢板韧性的下降，其结果是，能够防止热轧钢板的冷裂纹。

此外，根据本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板，即使通过热轧后的连续退火或酸洗工序也不产生冷裂纹。

此外，根据本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板，能够抑制冷裂纹，因而能够带来制造成品率的增加，生产效率的提高。其结果是，能够在降低制造成本等方面发挥产业上非常有用的效果。

此外，通过提高生产效率，能够抑制制造工序中的使用能量，因此可对保护地球环境做出贡献。

此外，根据本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，通过在上述的卷取温度T下卷取成卷状，同时在卷取后控制直到浸渍在水槽中所用的时间tc及浸渍保持时间，能够控制Cu团簇的个数密度。其结果是，能够抑制热轧钢板的韧性下降。

由此，可提供冷裂纹性优良的铁素体系不锈钢热轧钢板。

实施例

以下，通过实施例对本发明的效果进行说明，但本发明并不限定于以下实施例中所用的条件。

（实施例1）

在本实施例中，首先，熔炼具有表1及表2所示的成分组成的钢，铸造成板坯。在将该板坯加热至1190℃后，将精轧温度规定在800～950℃的范围内，热轧到板厚5mm，形成热轧钢板。

接着，将平均冷却速度规定为10～100℃/s，根据冷却速度分开使用空气冷却和水冷，冷却到表3、4所示的各卷取温度。然后，在表3、4所示的规定的卷取温度下进行卷取形成热轧卷。再有，一边用放射温度计监视热轧后的热轧钢板温度一边计测。

接着，通过对热轧卷进行酸洗除去氧化皮，冷轧到板厚2mm的厚度，形成冷轧板。再有，冷轧时，采用表3、4所示的轧制工作辊。这里，关于表3、4中的试验编号P58～P63，在进行上述酸洗前，将退火温度规定为950℃、将退火时间规定为120秒、将气氛规定为燃烧气体气氛，实施热轧板退火。

冷轧后，在燃烧气体气氛下实施冷轧板退火，然后以酸洗时间达到140秒的通板速度实施酸洗，形成制品板。再有，冷轧板退火中的平均升温速度以4℃/s来进行。

此外，在冷轧时，用具有大径辊（直径400mm）的轧机进行一方向的多道次轧制，或用具有小径辊（直径100mm）的轧机进行可逆式的多道次轧制。

此外，为了使晶粒度编号在6～8的范围，而将冷轧板退火温度规定为880～950℃的范围。再有，对于Nb含量在本发明的上限之外的比较例，将冷轧板退火温度规定为1000～1050℃的范围。

表1中的No.0A～0C及1～24为本发明例，表2中的No.25～44为比较例。

通过维氏硬度试验（按照JISZ2244）评价如此得到的热轧卷的硬度，将低于235Hv评价为合格。再有，将此时的试验载荷规定为5kgf进行硬度试验。

此外，从热轧卷制作V型缺口夏比冲击试验片，在20℃进行夏比冲击试验，测定吸收能。再有，夏比冲击试验按照JISZ2242进行，同时将冲击值为20J/cm²以上作为合格（○），将低于20J/cm²作为不合格（×）进行评价。结果示于表3、4。

再有，本实施例中的试验片为保留热轧板板厚的小尺寸试验片，因此通过用吸收能除以截面积（单位cm²），比较评价了各实施例中的热轧板的韧性（冲击值）。

接着，由实施了冷轧板退火的冷轧板制作高温拉伸试验片，在600℃及800℃进行高温拉伸试验，测定0.2%屈服强度（按照JISG0567）。再有，关于高温强度的评价，将600℃屈服强度为150MPa以上、800℃屈服强度为30MPa以上作为合格。

接着，在常温下测定兰克福特值（按照JISZ2254）。再有，从相对于钢板面的轧制方向为平行（0°）、45°及90°的3个方向分别采集试验片。再有，关于加工性的评价，将得到的3方向上的测定值的平均兰克福特值为1.1以上作为特别优良的，但也不一定达到该数值，只要在0.9以上就判断为良好。

以上的制造条件及评价结果示于表3、4。

表3

表4

从表3、4弄清楚的是，得知：在通过适用于本发明的成分组成、热轧卷取条件制造的本发明例的情况下，与比较例相比热轧板韧性良好。此外，得知：作为加工性指标的兰克福特值以及600℃、800℃时的高温强度高。也就是说，根据适用于本发明的制造方法，能够制造韧性以及高温强度优良的铁素体系不锈钢热轧钢板。此外，即使在采用本发明的热轧钢板进行冷轧时，加工性也不劣化，能够形成良好的冷轧板。

此外，得知：即使在实施了热轧板退火的试验编号P58～60的情况下，也可得到与省略了热轧板退火的本发明例同样的效果。

关于试验编号P1～4、P15，将卷取温度规定为低于450℃，因而能够使钢板中的Cu固溶，结果确保了良好的韧性值。然而，在冷轧板退火中的升温过程中过饱和地固溶的Cu以富Cu团簇的形式析出，因而使兰克福特值下降，加工性劣化。

关于试验编号P5～7、P12～14，卷取温度为超过450℃且低于650℃的低的温度范围。因此，富Cu团簇析出，维氏硬度大大增加。此外，热轧板韧性差，而且兰克福特值也大大下降。

关于试验编号P29、30，将卷取温度规定为超过750℃的高温，因此韧性为良好的值，但酸洗性不良。认为这是由于，因卷取温度为高温而使热轧卷的氧化进展，在热轧板的酸洗工序中为了除去热轧板表面的氧化皮需要长时间。

关于试验编号P38、53，C和N的含量分别在上限之外，因此由于Cr碳氮化物向晶界的析出，使热轧板韧性降低。而且，因C和N的含量高而使Ti/（C＋N）的值降低。也就是说，相对于Ti含量C或N的含量过多，因而不能以Ti等的碳氮化物的形式充分固定固溶C、固溶N。其结果是，在冷轧板退火时，｛222｝面的再结晶织构的发展被阻碍，为兰克福特值低的结果。

此外，关于试验编号P53，维氏硬度增加。认为这是因N含量过多而使Cr氮化物析出，进行了硬化。

试验编号P39尽管Si含量多，兰克福特值良好，但是由于固溶强化而使韧性劣化。

试验编号P40、45分别Mn、Ni的含量多，由于γ相的析出，热轧板韧性劣化，同时高温强度、兰克福特值也劣化。

试验编号P41的P含量高，韧性劣化。

试验编号P42的S含量高，因MnS析出量增加而使高温强度劣化。

试验编号P43因Cr含量少，而使高温氧化进展，损害高温强度。此外，因热轧时的γ相析出而使冷轧板的兰克福特值劣化。

另一方面，试验编号P44因Cr含量多而产生475℃脆性，使韧性劣化，同时兰克福特值也劣化。

试验编号P46因Cu含量少，尽管韧性得到了良好的结果，但是没有得到充分的高温强度。

另一方面，试验编号P47因过度添加Cu，而使Cu系析出物量过于增加，使热轧板韧性、兰克福特值和高温强度下降。

试验编号P48因Ti含量低，不能充分固定固溶C、N，而使Cr碳氮化物在晶界析出，韧性、兰克福特值下降。

试验编号P49、P50因Ti、V的含量在上限之外，因而使析出物粗大化，以该粗大的析出物为起点，热轧板韧性下降。

试验编号P51因Al含量在上限之外而硬质化，均匀延伸率显著下降。此外，热轧板韧性也下降。

试验编号P52因B含量在上限之外，而使大量的Cr₂B析出，使热轧板韧性下降。

试验编号P54、P55因Mo、Nb的含量超过上限，而使热轧板中Laves相析出，使韧性劣化。此外，兰克福特值也降低。

试验编号P56因Zr含量超过上限，而使热轧板韧性下降，同时高温强度也下降。

试验编号P57因Sn含量超过上限，因而通过由Sn形成的固溶强化使韧性下降，同时因耐氧化性下降高温强度也降低。

此外，试验编号P61～63为实施了热轧板退火的情况，但与试验编号P5～7、P12～14同样，卷取温度为超过450℃且低于650℃的低的温度范围。因此，富Cu团簇析出，维氏硬度大大增加，而且热轧板韧性也下降。

（实施例2）

在本实施例中，首先，熔炼具有表5及表6所示的成分组成的钢，铸造成板坯。在与实施例1同样地将该板坯加热至1190℃后，将精轧温度规定在800～950℃的范围内，热轧到板厚5mm，形成热轧钢板。

接着，将850～450℃间的平均冷却速度规定为表7、8所示的规定的速度，通过水冷将热轧钢板冷却到表7、8所示的各卷取温度。然后，在表7、8所示的规定的卷取温度下卷取，形成热轧卷。再有，一边用放射温度计监视热轧后的钢板温度一边计测。

接着，用与实施例1相同的方法进行冷轧，形成冷轧板。再有，冷轧时，采用表7、8所示的轧制工作辊。这里，关于表7、8中的试验编号P58～P64，在进行上述酸洗前，将退火温度规定为950℃、将退火时间规定为120秒、将气氛规定为燃烧气体气氛，实施热轧板退火。

冷轧后，在燃烧气体气氛下实施了冷轧板退火后，实施酸洗，形成制品板。再有，在本实施例中，将冷轧板退火中的平均升温速度规定为7℃/s来进行。

再有，热轧卷的酸洗以酸洗时间达到140秒的通板速度进行。此外，如表7、8所示，将不残存氧化皮的作为合格（○），评价热轧板的酸洗性。再有，用放大镜确认氧化皮的残存状况。

在冷轧时，用具有大径辊（直径400mm）的轧机进行单方向的多道次轧制，或用具有小径辊（直径100mm）的轧机进行可逆式的多道次轧制。

此外，为了使晶粒度编号在6～8的范围，将冷轧板退火温度规定为880～950℃的范围。再有，对于Nb含量在本发明的上限之外的比较例，将冷轧板退火温度规定为1000～1050℃的范围。

再有，表5及表6中的钢种0A～0C及1～24为本发明例，钢种25～44为比较例。

从如此得到的热轧卷的中部和底部，制作V型缺口夏比冲击试验片，在20℃进行夏比冲击试验，测定吸收能。夏比冲击试验按照JISZ2242进行，同时将冲击值为20J/cm²以上作为合格（○），将低于20J/cm²作为不合格（×），如此进行评价。

再有，本实施例中的试验片为保留热轧板板厚的小尺寸试验片，因此通过用吸收能除以截面积（单位cm²），比较评价了各实施例中的热轧板的韧性。

接着，由实施了冷轧板退火的冷轧板制作高温拉伸试验片，在600℃及800℃实施高温拉伸试验，测定0.2%屈服强度（按照JISG0567）。再有，关于高温强度的评价，将600℃屈服强度为150MPa以上、800℃屈服强度为30MPa以上作为合格。

接着，在常温下测定兰克福特值（按照JISZ2254）。再有，用与实施例1同样的方法采集试验片。再有，关于加工性的评价，将得到的3方向上的各个兰克福特值的平均值为1.1以上作为特别优良的，但也不一定达到该数值，只要在0.9以上就判断为良好。

以上的制造条件及评价结果示于表7、8。

表7

表8

从表7、8弄清楚的是，得知：在通过适用于本发明的成分组成、热轧卷取条件制造的本发明例的情况下，与比较例相比热轧板的韧性、酸洗性、冷轧退火板的高温强度、兰克福特值都良好。也就是说，如果根据适用于本发明的制造方法，能够制造加工性或韧性以及高温强度优良的铁素体系不锈钢板。

此外，得知：即使在实施了热轧板退火的试验编号P58～61的情况下，也可得到与省略了热轧板退火的本发明例同样的效果。

另一方面，在本发明例之外的比较例中，夏比冲击值（吸收能）、0.2%屈服强度以及兰克福特值中的至少一项低。由此，得知：比较例中的铁素体系不锈钢板的韧性、加工性或高温强度下降。

比较例的试验编号P1～P3的卷取温度为低于350℃的低温度。因此，作为热轧板韧性得到了非常好的结果，但兰克福特值下降。这是因固溶C、固溶N没有以Ti等的碳氮化物的形式被充分固定，因而在冷轧板退火时，阻碍了｛222｝面的再结晶织构的发展。其结果是，认为兰克福特值下降，加工性劣化。

试验编号P8及P9的卷取温度在高于450℃且低于650℃的温度范围。因此，富Cu团簇析出而脆化。由此，热轧板韧性劣化，兰克福特值也大大下降。

试验编号P10因将卷取温度规定为650℃的高温，因而使热轧卷的中部或底部的温度下降量产生大的差。因此，为热轧卷的中部的韧性非常好、但底部的韧性差的结果，热轧卷的各部位的韧性产生大的差。此外，为兰克福特值也低的结果。

试验编号P11、12将卷取温度规定为430℃，但因到卷取的平均冷却速度低于10℃/s而使热轧板韧性降低。认为这是由于因平均冷却速度低而使富Cu团簇析出。此外，兰克福特值也降低。

试验编号P38、P53因C和N的含量分别在上限之外，因而由于Cr碳氮化物向晶界的析出，使热轧板韧性降低。而且，因C和N的含量多，而使Ti/（C＋N）的值降低。也就是说，因相对于Ti含量C或N的含量过多，而不能以Ti等的碳氮化物的形式充分固定固溶C、固溶N。其结果是，在冷轧板退火时，｛222｝面的再结晶织构的发展被阻碍，为平均兰克福特值低的结果。

试验编号P39的Si含量多，尽管兰克福特值良好，但通过固溶强化使韧性劣化。

P40、P45分别Mn、Ni的含量多，由于γ相的析出而使热轧板韧性劣化，同时也使高温强度、兰克福特值劣化。

试验编号P41的P含量高，韧性劣化。

试验编号P42的S含量高，因MnS析出量增加而使高温强度劣化。

试验编号P43因Cr含量少而使高温氧化进展，损害高温强度。此外，因热轧时的γ相析出，而使热轧板韧性或冷轧板的兰克福特值劣化。

另一方面，试验编号P44因Cr含量多而产生475℃脆性，韧性劣化。

试验编号P46因Cu含量少，尽管韧性得到了良好的结果，但是没有得到足够的高温强度。

另一方面，试验编号P47因过度添加Cu，而使Cu系析出物量过于增加，使热轧板韧性、兰克福特值和高温强度降低。

试验编号P48因Ti含量少，不能充分固定固溶C、N，而使Cr碳氮化物在晶界析出，韧性、兰克福特值下降。

试验编号P49、P50、P51、P56因Ti、V、Al、Zr的含量在上限之外，而使析出物粗大化，以该粗大的析出物为起点热轧板韧性下降。

试验编号P52因B含量在上限之外，而使大量的Cr₂B析出，热轧板韧性降低。

试验编号P54、P55因Mo、Nb的含量超过上限，而使Laves相在热轧板中析出，使韧性劣化。此外，酸洗性、兰克福特值也下降。

试验编号P57因Sn含量超过上限，而通过由Sn形成的固溶强化使韧性降低，同时因耐氧化性的下降高温强度也下降。

此外，试验编号P62～64为实施了热轧板退火的情况，但试验编号62及63与P8、9同样，卷取温度为高于450℃且低于650℃的温度范围。因此，富Cu团簇析出，维氏硬度大大增加，而且热轧板韧性也下降。试验编号64因将卷取温度规定为650℃的高温，而使热轧卷的中部或底部的温度下降量产生大的差。因此，为热轧卷的中部的韧性非常好、但底部的韧性差的结果，热轧卷的各部位的韧性产生大的差。

对于本发明例中的将卷取温度规定在350℃～450℃的范围、将热轧后850℃～450℃的平均冷却速度规定为10℃/s以上的本发明例，热轧板韧性、酸洗性、高温强度、兰克福特值都示出良好的值。

再有，本发明例的试验编号P21、P25在进行冷轧时，采用具有直径100mm的小径辊的轧机。因此，尽管兰克福特值在合格值的范围内，但为略低的值。由此，得知：在进行冷轧时，优选采用具有直径400mm的大径辊的轧机。

根据这些结果，确认了上述的见识，此外，证实了限定上述的各钢组成及构成的根据。

（实施例3）

在本实施例中，首先，熔炼具有表9所示的成分的各种钢，得到钢锭。将该钢锭磨削到90mm厚，通过热轧轧制到板厚5mm，形成热轧钢板。接着，一边用放射温度计监视轧制后的钢板温度，一边通过水冷冷却到表10所示的规定的卷取温度T（℃）。再有，此时的冷却速度大约为20℃/sec。

接着，在卷取温度T（℃）下将热轧钢板卷取成卷状。然后，如表10所示，将直到浸渍在水槽中的时间规定为t（h），将卷取成卷状的热轧钢板浸渍在水槽内。

接着，在使热轧钢板在水槽内浸渍了表10所示的浸渍保持时间（h）后，取出热轧钢板。再有，表10中的时间tc（h）为由上述式（3）算出的值，为了发挥本发明的效果，有必要在热轧钢板的卷取后，在该上限时间即时间tc以内使热轧钢板浸渍在水槽中。

采用得到的各热轧钢板，利用3D-AP法测定热轧钢板的晶粒内的Cu团簇的尺寸（最大径）及个数密度。测定结果示于表10。再有，表10的个数密度X表示最大径为5nm以下的Cu团簇的个数密度（×10¹³个/mm²）。

而且，从得到的热轧钢板上在与轧制方向垂直的方向上采集夏比冲击试验片，在25℃实施夏比冲击试验，求出夏比冲击值。结果示于表10。此外，根据得到的结果，按下述的方法评价热轧钢板的冷裂纹性。再有，夏比冲击试验按照JISZ2242进行。

在本实施例中，关于冷裂纹性的评价方法，在夏比冲击值低于20J/cm²时，在其后的工序即连续退火或酸洗工序中发生冷裂纹等，成品率下降，因而判断为不良。此外，在20J/cm²以上时不发生如此的冷裂纹。

以上的制造条件及评价结果示于表10。

表10

X:最大径为5nm以下的Cu团簇的个数密度(×10¹³个/mm²)

如表10明示，根据应用本发明的本发明例，能够得到热轧钢板的韧性良好、即冷裂纹性优良的铁素体系不锈钢热轧钢板。

另一方面，在本发明例之外的比较例中，所有夏比冲击值都低。由此，得知比较例中的热轧钢板的韧性降低。

在试验编号10及25中，因卷取温度T过高而不能充分抑制Cu团簇的生成，其结果是，个数密度非常高。因此，认为热轧钢板韧性下降。

在试验编号2、5、6、9、14、15、17、21、23、24、25、26、31、34及37中，到热轧钢板的卷取后、浸渍在水槽中的时间t长于上限时间即时间tc。因此，在此期间Cu团簇的生成进行，Cu团簇的个数密度提高。其结果是，认为夏比冲击值下降。

试验编号3、5、12、18、21、28、33、34及37都是因浸渍保持时间为较短的1小时，因而使热轧钢板的冷却不充分，对Cu团簇的生成的抑制不充分。其结果是，认为热轧钢板韧性下降。

试验编号35、36虽将Cu团簇的个数密度抑制在较低，但认为因钢板中的Cr含量过多而使韧性降低。

此外，采用J钢变更多种卷取温度T，进行卷取，而且变化多种直到浸渍在水槽中的时间t，在水槽中浸渍2小时的韧性评价结果示于图1。×是夏比冲击值低于20J/cm²和韧性在劣位的情况，○表示夏比冲击值为20J/cm²以上，为韧性良好的情况。

图9中用虚线表示的直线表示韧性在劣位和韧性良好的界线，示出用上述式（3）表示的卷取温度T与从达到卷取温度T进行卷取后到浸渍在水槽中的时间的上限tc的关系。另外，得知：即使采用其它钢种制作同样的图，也可得到表示同样的界线的直线。

产业上的可利用性

从以上说明弄清楚的是，根据本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，由于用Cu取代Nb或Mo这样的高价的合金元素，因此对于具有高的高温强度这样的不锈钢板，还可提高热轧板韧性。因此，可高效率地进行制造。此外，特别是通过将应用本发明的材料用于排气用部件，能够通过减少部件成本及轻量化提高环境对策等的社会贡献度。也就是说，本发明具有充分的产业上的可利用性。

Claims (9)

1.一种铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，其特征在于，对将铁素体系不锈钢进行铸造而得到的钢坯实施热轧的精轧，在形成热轧钢板后，将卷取温度规定为620℃以上且750℃以下来卷取该热轧钢板，

接着，在全部热轧卷中，以满足下述(式1)的方式一边控制热轧钢板温度T及保持时间t，一边对所述热轧卷进行保温或冷却，其中，所述热轧钢板温度T的单位是K，所述保持时间t的单位是h，

T(20.24+log(t))≥17963(式1)

所述铁素体系不锈钢具有下述钢组成：以质量％计分别含有C：0.02％以下、N：0.02％以下、Si：0.1～1.5％、Mn：1.5％以下、P：0.035％以下、S：0.010％以下、Ni：1.5％以下、Cr：10～20％、Cu：1.0～3.0％、Ti：0.08～0.30％、Al：0.3％以下、Mo：0.3％以下，剩余部分为Fe及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述铁素体系不锈钢以质量％计进一步含有Nb：0.3％以下、Zr：0.3％以下、Sn：0.5％以下、V：0.3％以下、B：0.0002％～0.0030％中的1种以上。

3.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，对用权利要求1或2所述的方法制造的热轧钢板进行热轧板酸洗、冷轧、冷轧板退火、冷轧板酸洗。

4.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，对用权利要求1或2所述的方法制造的热轧钢板进行热轧板退火、热轧板酸洗、冷轧、冷轧板退火、冷轧板酸洗。

5.根据权利要求3或4所述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，在进行所述冷轧时，采用辊径为400mm以上的轧制工作辊。

6.一种冷裂纹性优良的铁素体系不锈钢热轧钢板，其特征在于，其具有下述钢组成：

以质量％计分别含有：

C：0.0010％～0.010％、

Si：0.01％～1.0％、

Mn：0.01％～2.00％、

P：低于0.040％、

S：0.010％以下、

Cr：10.0％～30.0％、

Cu：1.0～2.0％、

Al：0.001％～0.10％、及

N：0.0030％～0.0200％，

剩余部分为Fe及不可避免的杂质；

在晶粒内，由Cu形成的最大直径为5nm以下的Cu团簇的个数密度低于2×10¹³个/mm³。

7.根据权利要求6所述的冷裂纹性优良的铁素体系不锈钢热轧钢板，其特征在于，以满足下述(式2)的方式，以质量％计进一步含有Nb：0.10％～0.70％、Ti：0.05％～0.30％中的1种或2种以上，

Nb/93+Ti/48≥C/12+N/14(式2)。

8.根据权利要求6或7所述的冷裂纹性优良的铁素体系不锈钢热轧钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有Mo：0.1％～1.0％、Ni：0.1％～1.0％、Al：0.50％～3.0％、B：0.0001％～0.0025％中的1种或2种以上。

9.一种冷裂纹性优良的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，其特征在于，其具有以下工序：

通过采用将具有权利要求6～8中任一项所述的钢组成的铁素体系不锈钢进行铸造而得到的钢坯来进行热轧，形成热轧钢板的工序，

热轧后，将卷取温度T规定为300℃～500℃，将所述热轧钢板卷取成卷状的工序，和

使成为卷状的所述热轧钢板在水槽中浸渍1小时以上，在该浸渍后从所述水槽取出所述热轧钢板的工序；

其中，在将所述热轧钢板卷取成卷状的工序后，使所述热轧钢板在所述水槽中浸渍满足下述(式3)的时间tc以内，所述时间tc的单位是h，

tc＝10＾((452－T)/76.7)(式3)。