CN107835865A - 铁素体系不锈钢热轧钢板和热轧退火板以及它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有充分的耐腐蚀性，并且能够抑制成型后的挠曲、扭曲的铁素体系不锈钢热轧钢板和热轧退火板、以及它们的制造方法。一种铁素体系不锈钢热轧钢板，以质量％计，含有C:0.005～0.060％、Si:0.02～0.50％、Mn:0.01～1.00％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:15.5～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.005～0.100％、Ni:0.1～1.0％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，由下式(1)算出的纵向弹性模量的面内各向异性的绝对值为35GPa以下。|ΔE|＝|(EL－2×ED+EC)/2|…(1)这里，EL为与压延方向平行的方向的纵向弹性模量(GPa)，ED为相对于压延方向45°的方向的纵向弹性模量(GPa)，EC为与压延方向呈直角方向的纵向弹性模量(GPa)。

Description

铁素体系不锈钢热轧钢板和热轧退火板以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及具有充分的耐腐蚀性且刚性优异的铁素体系不锈钢热轧钢板和热轧退火板、以及它们的制造方法。
背景技术
近年，与汽车的废气相关的法律规定的强化正在推进，燃油经济性的提高成为当务之急。因此，将由汽车的引擎产生的废气再次作为引擎的吸气使用的废气再循环(Exhaust Gas Recirculation，EGR)***的应用正在推进。由引擎产生的废气在通过用于降低气体温度的EGR冷却器之后再次供给至引擎。在使废气循环之际，为了防止气体的泄漏，需要在各部件间设置法兰盘。其中，对于在与汽车行驶时始终施加振动的EGR冷却器这类部件的连接部使用的法兰盘，振动造成的法兰盘的挠曲引起部件间产生间隙，为了防止间隙产生而引起的气体泄漏，需要使其显现充分的刚性。由此，EGR冷却器这类汽车行驶时始终施加振动的部材间的法兰盘使用厚壁(例如，板厚:6mm以上)的法兰盘。
以往，这类厚壁的法兰盘使用普通钢。但是，对于EGR***这类废气通过的部件而言，担心废气引起的腐蚀。因此，研究了与普通钢相比耐腐蚀性优异的不锈钢的应用，寻求可应用于厚壁的法兰盘的具有充分的刚性的、板厚大的(例如，板厚:6mm以上的)铁素体系不锈钢热轧钢板。
例如，专利文献1公开了一种铁素体系不锈钢热轧钢板，以质量％计，其含有C:0.015％以下、Si:0.01～0.4％、Mn:0.01～0.8％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:14.0％以上且不足18.0％、Ni:0.05～1％、Nb:0.3～0.6％、Ti:0.05％以下、N:0.020％以下、Al:0.10％以下、B:0.0002～0.0020％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，Nb、C和N的含量满足Nb/(C+N)≥16，0℃的夏比冲击值为10J/cm2以上，板厚为5.0～9.0mm。
与此相对，近年，强烈要求极力减少Ti、Nb等C、N稳定化元素的含量的比较廉价的不锈钢(例如SUS430、13Cr不锈钢等)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:国际公开第2014/157576号
发明内容
但是，将以往的不含有Ti和Nb的铁素体系不锈钢热轧钢板成型为上述法兰盘等时，存在振动时等容易产生挠曲、扭曲的问题。
本发明的目的在于解决上述课题，提供一种具有充分的耐腐蚀性并能够抑制成型后的挠曲、扭曲的铁素体系不锈钢热轧钢板和热轧退火板、以及它们的制造方法。
本发明人等为了解决课题而进行了详细的研究，结果发现应用于法兰盘等后，为了抑制振动时挠曲、扭曲等变形，在钢板中，减小以下式(1)表示的纵向弹性模量的面内各向异性的绝对值|ΔE|即可。进而，发现通过使该纵向弹性模量的面内各向异性的绝对值为35GPa以下，在法兰盘等中能够充分地实用化。
|ΔE|＝|(EL－2×ED+EC)/2|…(1)
这里，EL为与压延方向平行的方向的纵向弹性模量(GPa)，ED为相对于压延方向45°的方向的纵向弹性模量(GPa)，EC为与压延方向呈垂直方向的纵向弹性模量(GPa)。
另外，EL、ED、EC可使用分别对于钢板的压延方向、压延45°方向、与压延方向垂直的方向，23℃的温度条件下，利用JIS Z 2280－1993记载的横向共振法测定的纵向弹性模量而得到。
而且，发现对于适当的成分的铁素体系不锈钢，特别是通过适当控制由多道次构成的精热轧工序的最终3道次的压延温度域和累积压下率(＝100－(最终板厚/最终3道次的压延开始前的板厚)×100[％])，能够大幅减少纵向弹性模量的面内各向异性。
本发明是基于以上发现而完成的发明，将以下作为其主旨。
[1]一种铁素体系不锈钢热轧钢板，具有以下成分组成，以质量％计，含有C:0.005～0.060％、Si:0.02～0.50％、Mn:0.01～1.00％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:15.5～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.005～0.100％、Ni:0.1～1.0％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
由下式(1)算出的纵向弹性模量的面内各向异性的绝对值|ΔE|为35GPa以下。
|ΔE|＝|(EL－2×ED+EC)/2|…(1)
这里，EL为与压延方向平行的方向的纵向弹性模量(GPa)，ED为相对于压延方向45°的方向的纵向弹性模量(GPa)，EC为与压延方向呈直角方向的纵向弹性模量(GPa)。
[2]根据上述[1]记载的铁素体系不锈钢热轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Cu:0.1～1.0％、Mo:0.1～0.5％、Co:0.01～0.5％中的1种或2种以上。
[3]根据上述[1]或[2]记载的铁素体系不锈钢热轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有选自V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.015％、Nb:0.001～0.025％、Mg:0.0002～0.0050％、B:0.0002～0.0050％、Ca:0.0002～0.0020％、REM:0.01～0.10％中的1种或2种以上。
[4]一种铁素体系不锈钢热轧退火板，其特征在于，是对上述[1]～[3]中任一项记载的铁素体系不锈钢热轧钢板实施热轧板退火而得到的。
[5]一种铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，是上述[1]～[3]中任一项记载的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，在进行3道次以上的精轧的热轧工序中，在温度范围900～1100℃、累积压下率25％以上进行精轧的最终3道次。
[6]一种铁素体系不锈钢热轧退火板的制造方法，使用上述[5]记载的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，在上述热轧工序后，进一步在800～900℃进行热轧板退火。
根据本发明，可得到具有充分的耐腐蚀性且能够抑制成型后的挠曲、扭曲的铁素体系不锈钢热轧钢板和热轧退火板。
应予说明，本发明中的充分的耐腐蚀性是指，对利用#600砂纸将表面研磨修整后将端面部密封的钢板，进行8个循环的JIS H8502规定的盐水喷雾循环试验(将盐水喷雾(35℃，5质量％NaCl，喷雾2hr)→干燥(60℃，相对湿度40％，4hr)→湿润(50℃，相对湿度≥95％，2hr))作为1个循环的试验)时，钢板表面的生锈面积率(＝生锈面积/钢板总面积×100[％])为25％以下。
具体实施方式
本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板和热轧退火板具有以下成分组成，以质量％计，含有C:0.005～0.060％、Si:0.02～0.50％、Mn:0.01～1.00％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:15.5～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.005～0.100％、Ni:0.1～1.0％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，由下式(1)算出的纵向弹性模量的面内各向异性的绝对值|ΔE|为35GPa以下。
|ΔE|＝|(EL－2×ED+EC)/2|…(1)
应予说明，这里，EL为与压延方向平行的方向的纵向弹性模量(GPa)，ED为相对于压延方向45°的方向的纵向弹性模量(GPa)，EC为与压延方向呈垂直方向的纵向弹性模量(GPa)。
另外，EL、ED、EC可使用分别对于钢板的压延方向、压延45°方向、与压延方向垂直的方向，23℃的温度条件下，利用JIS Z 2280－1993记载的横向共振法测定的纵向弹性模量而得到。
以下，对本发明进行详细说明。
本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板和热轧退火板主要将在用于汽车的EGR冷却器部件的厚壁的法兰盘中使用作为目的。本发明人等将各种铁素体系不锈钢热轧钢板应用于EGR冷却器用厚壁法兰盘，详细评价其性能。其结果发现应用纵向弹性模量的面内各向异性的绝对值超过35GPa的铁素体系不锈钢热轧钢板时，容易产生由汽车行驶时的振动引起的大的挠曲、扭曲。
因此，本发明人等对于铁素体系不锈钢热轧钢板中减少纵向弹性模量的面内各向异性的方法，特别地着眼于由使用多段机架的多道次构成的热轧的各道次中的压延温度和压下率，进行深入研究。其结果发现，通过在温度范围900～1100℃、累积压下率25％以上(优选为30％以上)进行由3道次以上构成的多道次的精热轧中的最终3道次的压延，纵向弹性模量的面内各向异性大幅减少，也可得到期望的刚性。
对于通过上述手法，期望的纵向弹性模量的面内各向异性显现的理由进行说明。
铁素体系不锈钢热轧钢板的纵向弹性模量强烈地依赖于钢板的集合组织。热轧钢板的集合组织是通过重复进行压延引起的加工形变的导入和重结晶而形成的，因此该集合组织可通过进行压延加工的温度和其形变量控制。
另一方面，在铁素体系不锈钢的热轧前的坯料的板厚中央部，长形铁素体晶粒沿着铸造方向连续地分布。利用以往的技术将这样的不锈钢坯料进行热轧时，板厚中央部由于长形晶粒多，晶界面积少，因此与钢板表层部相比重结晶位点变少。
此外，将钢板进行压延时，钢板主要从表层部开始变形并伸展。因此，压下率小时，板厚中央部的变形量变小，板厚中央部基本没有导入压延形变。
而且，对于利用以往技术的热轧而言，在钢板表层部重复进行形变的导入和重结晶，另一方面，在板厚中央部重结晶的进行大大延迟。由此，铸造时生成的具有类似的晶体取向的长形铁素体晶粒没有被破坏而容易残存，热轧后，纵向弹性模量的面内各向异性变大。
作为抑制这样的纵向弹性模量的面内各向异性的最佳方法，本发明人等考虑对于精热轧的最终3道次，在重结晶活跃产生的温度区域900～1100℃的范围进行，且施加累积压下率大于以往达25％以上的压下。
具体而言，本发明人等***地调查了各压延道次的实施温度和压下率对于通过7道次的精热轧而制造的热轧钢板的纵向弹性模量的面内各向异性的影响。其结果发现存在以下趋势：热轧后的钢板的纵向弹性模量的面内各向异性基本不受到前半4道次的温度和压下率的影响，与此相对，强烈地受到最终3道次的压延温度和压下率的影响。因此，本发明人等进一步详细调查了最终3道次的压延温度、压下率和最终3道次的累积压下率的影响。其结果发现，热轧钢板的纵向弹性模量的面内各向异性在900～1100℃的范围实施最终3道次压延时存在大大减少的趋势，且此时的热轧钢板的纵向弹性模量的面内各向异性的变化量能够不是以各道次的压下率，而是以最终3道次的累积压下率进行整理。即，发现就热轧钢板的纵向弹性模量的面内各向异性而言，重要的是在900～1100℃的温度范围且累积压下率25％以上进行并结束精轧。
本发明人等调查了最终3道次之前的压延道次的压延温度和压下率对于热轧钢板的纵向弹性模量的面内各向异性造成的影响小的理由。其结果判明原因在于，对于最终3道次之前的压延道次，压延开始前的板厚大，即使增大压下率也不能将压延形变导入至板厚中央部，而且由于压延温度高，因此压延后产生生成的重结晶粒的过度成长而成为粗大粒，因此由重结晶粒的生成导致的金属组织的各向异性消除效果与最终3道次中的累积效果相比大幅变少。
另一方面，将最终3道次的累积压下率增大至以往以上达25％以上时，通过最终3道次的压延有效地将压延形变导入至钢板的板厚中央部，因此板厚中央部的重结晶位点大大地增加。通过将这样的压延在重结晶活跃地产生的900～1100℃的范围进行，可促进板厚中央部的重结晶，铸造时形成的长形铁素体晶粒组织被有效破坏，热轧后的纵向弹性模量的面内各向异性大幅减少。另外，通过在压延温度1100℃以下进行，可抑制重结晶粒的粗大化，金属组织的各向异性的消除效果充分地显现。通过该技术，使纵向弹性模量的面内各向异性的绝对值为35GPa以下，成型为厚壁的法兰盘等之后，能够抑制振动时的大的挠曲、扭曲等变形。
此外，本发明人等发现，由于热轧钢板的成型性提高，对本发明的热轧钢板在800～900℃以下的范围进行热轧板退火，得到热轧退火板时，除了成型性的提高效果，也会维持通过热轧而显现的纵向弹性模量的面内各向异性的减少效果。判明其原因在于，本发明的纵向弹性模量的面内各向异性的减少效果是板厚中央部的长形铁素体晶粒组织的破坏引起的，热轧后在规定的温度范围进行热轧板退火时不生成助长钢板的各向异性的长形铁素体晶粒。
另外，本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板和铁素体系不锈钢热轧退火板的板厚没有特别限制，但希望为可应用于厚壁的法兰盘的板厚，因此优选设为5.0～15.0mm。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢钢板和铁素体系不锈钢热轧退火板的成分组成进行说明。
以下，只要没有特别说明，表示成分组成的％是指质量％。
C:0.005～0.060％
大量含有C时，导致加工性的降低、由Cr系碳氮化物的析出引起的敏化和韧性的降低，因此C含量将0.060％设为上限。另一方面，使C含量极度降低会导致精炼成本的显著上升，因此C含量的下限设为作为在常法的精炼中不引起制造成本显著上升的水平的0.005％。从制钢工序的稳定制造性的观点出发，C含量优选设为0.010～0.050％。更优选C含量为0.020～0.045％的范围。进一步优选C含量为0.025～0.040％的范围。进一步更优选C含量为0.030～0.040％的范围。
Si:0.02～0.50％
Si是钢熔炼时作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到该效果，需要含有0.02％以上的Si。但是，如果Si含量超过0.50％，则由于钢板硬化，热轧时的压延负荷增大，热轧工序的制造性降低，因此不优选。因此，Si含量设为0.02～0.50％的范围。优选Si含量为0.10～0.35％的范围。进一步优选Si含量为0.10～0.30％的范围。
Mn:0.01～1.00％
Mn与Si同样，过剩含有时，钢板硬化，热轧时的压延负荷增大，热轧工序的制造性降低，因而不优选。另外，有时MnS的生成量增加，耐腐蚀性降低。因此，将Mn含量的上限设为1.00％。对于Mn含量的下限，从精炼工序的负荷的观点出发，设为0.01％。优选Mn含量为0.10～0.90％的范围。进一步优选Mn含量为0.45～0.85％的范围。
P:0.04％以下
由于P是助长由晶界偏析引起的晶界破坏的元素，因此优选少，将P含量的上限设为0.04％。优选P含量为0.03％以下。进一步优选P含量为0.01％以下。
S:0.01％以下
S是变为MnS等硫化物系夹杂物存在而使延展性、耐腐蚀性等降低的元素，特别是S含量超过0.01％时，显著产生这些不良影响。因此，S含量优选尽可能地低，本发明中将S含量的上限设为0.01％。优选S含量为0.007％以下。进一步优选S含量为0.005％以下。
Cr:15.5～18.0％
Cr是在钢板表面形成钝化皮膜而具有提高耐腐蚀性的效果的元素。为了得到该效果，需要将Cr含量设为15.5％以上。但是，如果Cr含量超过18.0％，则钢板的韧性显著降低，因而不优选。因此，Cr含量设为15.5～18.0％的范围。优选Cr含量为16.0～17.0％的范围。进一步优选Cr含量为16.0～16.5％的范围。
Al:0.001～0.10％
Al与Si同样是作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到该效果，需要含有0.001％以上的Al。但是，如果Al含量超过0.10％，则Al2O3等Al系夹杂物增加，表面性状容易降低。因此，Al含量设为0.001～0.10％的范围。优选Al含量为0.001～0.07％的范围。进一步优选Al含量为0.001～0.05％的范围。
N:0.005～0.100％
大量含有N时，与C同样，会导致加工性的降低、由Cr系碳氮化物的析出引起的敏化和韧性的降低，因此N含量将0.100％设为上限。另一方面，极度降低N含量与C同样会导致精炼成本的显著上升，因此N含量的下限设为作为在常法的精炼中不导致制造成本显著上升的水平的0.005％。从制钢工序的稳定制造性的观点出发，N含量优选设为0.010～0.075％。更优选N含量为0.025～0.055％的范围。进一步优选N含量为0.030～0.050％的范围。
Ni:0.1～1.0％
Ni是提高耐腐蚀性的元素，特别是在要求高的耐腐蚀性的情况下，含有是有效的。该效果在含有0.1％以上时变得显著。但是，如果含量超过1.0％则成型性降低，因而不优选。因此，Ni含量设为0.1～1.0％。优选Ni含量为0.2～0.4％的范围。
剩余部分是Fe和不可避免的杂质。
通过以上成分组成可得到本发明的效果，但是为了进一步提高制造性或材料特性，可含有以下元素。
选自Cu:0.1～1.0％、Mo:0.1～0.5％、Co:0.01～0.5％中的1种或2种以上
Cu:0.1～1.0％
Cu是提高耐腐蚀性的元素，特别是在要求高的耐腐蚀性的情况下，含有是有效的。该效果在含有0.1％以上的Cu时变得显著。但是，如果Cu含量超过1.0％则有时成型性降低。因此，含有Cu时，设为0.1～1.0％。优选Cu含量为0.2～0.4％的范围。
Mo:0.1～0.5％
Mo与Ni和Cu同样是提高耐腐蚀性的元素，特别是在要求高的耐腐蚀性的情况下，含有是有效的。该效果在含有0.1％以上的Mo时变得显著。但是，如果Mo含量超过0.5％则有时钢板硬化，热轧时的压延负荷增大、热轧工序的制造性降低。因此，含有Mo时，设为0.1～0.5％。优选Mo含量为0.2～0.3％的范围。
Co:0.01～0.5％
Co是提高韧性的元素。该效果通过含有0.01％以上得到。另一方面，如果含量超过0.5％则有时成型性降低。因此，含有Co时的含量设为0.01～0.5％的范围。
选自V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.015％、Nb:0.001～0.025％、Mg:0.0002～0.0050％、B:0.0002～0.0050％、Ca:0.0002～0.0020％、REM:0.01～0.10％中的1种或2种以上
V:0.01～0.25％
V是比Cr更容易形成碳氮化物的元素。V具有通过在热轧时使钢中的C和N以V系的碳氮化物的形式析出，抑制由Cr碳氮化物的析出引起的敏化的效果。为了得到该效果，需要含有0.01％以上的V。但是，如果V含量超过0.25％则有时加工性降低。导致制造成本上升。因此，含有V时设为0.01～0.25％的范围。优选V含量为0.03～0.08％的范围。
Ti:0.001～0.015％、Nb:0.001～0.025％
Ti和Nb与V同样，是与C和N的亲和力高的元素，其具有在热轧时以碳化物或氮化物的形式析出，抑制由Cr碳氮化物的析出引起的敏化的效果。为了得到该效果，需要含有0.001％以上的Ti、或0.001％以上的Nb。但是，如果Ti含量超过0.015％，或Nb含量超过0.030％，则有时因TiN和NbC的过剩的析出而不能得到良好的表面性状。因此，含有Ti时设为0.001～0.015％的范围，含有Nb时设为0.001～0.025％的范围。Ti含量优选为0.003～0.010％的范围。Nb含量优选为0.005～0.020％的范围。进一步优选Nb含量为0.010～0.015％的范围。
Mg:0.0002～0.0050％
Mg是具有提高热轧加工性的效果的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上的Mg。但是，如果Mg含量超过0.0050％，则有时表面品质降低。因此，含有Mg时，设为0.0002～0.0050％的范围。优选Mg含量为0.0005～0.0035％的范围。进一步优选Mg含量为0.0005～0.0020％的范围。
B:0.0002～0.0050％
B是对防止低温二次加工脆化有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上的B。但是，如果B含量超过0.0050％，则有时热轧加工性降低。因此，含有B时设为0.0002～0.0050％的范围。优选B含量为0.0005～0.0035％的范围。进一步优选B含量为0.0005～0.0020％的范围。
Ca:0.0002～0.0020％
Ca是对防止连续铸造时容易发生的夹杂物的析晶引起的喷嘴的阻塞有效的成分。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上的Ca。但是，如果Ca含量超过0.0020％，则有时生成CaS，耐腐蚀性降低。因此，含有Ca时，设为0.0002～0.0020％的范围。优选Ca含量为0.0005～0.0015％的范围。进一步优选Ca含量为0.0005～0.0010％的范围。
REM:0.01～0.10％
REM(Rare Earth Metals)是提高抗氧化性的元素，特别是具有抑制焊接部的氧化皮膜的形成，提高焊接部的耐腐蚀性的效果。为了得到该效果，需要含有0.01％以上的REM。但是，如果超过0.10％地含有REM，则有时会降低冷轧退火时的酸洗性等制造性。另外，由于REM是昂贵的元素，因此过度含有会导致制造成本的增加而不优选。因此，含有REM时设为0.01～0.10％的范围。优选REM含量为0.01～0.05％的范围。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢板和铁素体系不锈钢热轧退火板的制造方法进行说明。
本发明的铁素体系不锈钢板通过以下方式得到，对具有上述成分组成的钢坯料，在由粗轧和3道次以上的精轧构成的热轧中，精轧的最终3道次的压延在温度范围900～1100℃、累积压下率25％以上进行。
应予说明，精轧的最大道次数从得到规定材质的观点出发没有特别限制，但是如果最大道次数多于15道次，则有时容易产生由与压延辊的接触次数的增加引起的钢板温度的降低，为了将钢板温度维持在规定温度范围内需要来自外部的加热等，导致制造性的降低或制造成本的增加。因此，最大道次数优选设为15道次以下。更优选最大道次数为10道次以下。
首先，利用转炉、电炉、真空熔炼炉等公知的方法对由上述的成分组成构成的钢水进行熔炼，利用连续铸造法或铸锭－开坯法制成钢原料(坯料)。
将该坯料在1100～1250℃加热1～24小时，或不加热而进行铸造，直接供于热轧。本发明中对于粗轧没有需特别限定之处，但为了有效地破坏铸造组织，优选将粗轧的累积压下率设为65％以上。其后，通过精轧压延至规定板厚，但精轧的最终3道次的压延在900～1100℃的温度范围、累积压下率25％以上进行。
最终3道次的压延温度范围:900～1100℃
对于最终3道次的精轧，需要通过增大累积压下率，有效地将压延形变导入板厚中央，并且使充分的重结晶产生。因此，最终3道次的精轧需要在重结晶充分产生的900～1100℃的温度范围进行。最终3道次的压延温度不足900℃时，重结晶不充分地产生，得不到规定的纵向弹性模量的面内各向异性。另一方面，如果最终3道次的压延温度超过1100℃，则晶粒显著粗大化，得不到规定的纵向弹性模量的面内各向异性，此外热轧钢板的韧性降低，因而不优选。优选最终3道次的压延温度为900～1075℃的范围。更优选最终3道次的压延温度为930～1050℃的范围。另外，为了防止以最终3道次中的特定道次施加过度的压延负荷，在最终3道次中，优选将第1道次的压延温度范围设为950～1100℃，将该第1道次之后进行的第2道次的压延温度范围设为925～1075℃，将该第2道次之后进行的第3道次的压延温度范围设为900～1050℃。
最终3道次的累积压下率25％以上
为了将压延形变有效地赋予钢板的板厚中央，对于精轧的最终3道次，需要累积压下率为25％以上的压下。如果累积压下率不足25％，则向板厚中央的压延形变的导入变得不充分，板厚中央部的重结晶延迟，得不到规定的纵向弹性模量的面内各向异性。因此，优选将累积压下率设为25％以上。更优选累积压下率为30％以上。进一步优选累积压下率为35％以上。应予说明，累积压下率的上限没有特别限制，但是如果过度增大累积压下率，则压延负荷上升，制造性降低，并且压延后有时发生表面粗糙，因此优选设为60％以下。
另外，上述累积压下率为100－(最终板厚/最终3道次的压延开始前的板厚)×100[％]。
另外，本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法中，将控制精轧的最终的3道次的压延温度和累积压下率作为特征，如果将精轧的压延温度和累积压下率的控制设为最终的4道次以上，则由于各道次中的压下率小，因此导入的形变对于纵向弹性模量的各向异性的减少几乎没有帮助，得不到充分的纵向弹性模量的各向异性的减少效果。另外，如果将精轧的压延温度和累积压下率的控制设为最终的2道次以下，则为了在2道次中进行累积压下率25％以上的大的压下，有时压延负荷显著上升，制造性降低，因而不优选。因此，本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法中，控制精轧的最终的3道次的压延温度和累积压下率。
另外，本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法中，只要是以控制最终的3道次的压延温度和累积压下率的方式进行3道次以上的精轧，就可以进行任意道次的精轧。
精轧结束后，进行钢板的冷却，接着进行钢板的卷绕处理而制成热轧钢带。本发明中卷绕温度没有特别限制，但对于热轧中生成奥氏体相的钢成分的情形，如果卷绕温度设为不足500℃，则有时奥氏体相转变为马氏***点相，热轧钢板硬化，成型性降低。因此，卷绕处理优选在500℃以上进行。
本发明在完成上述热轧工序的时间点可得到期望的耐腐蚀性以及期望的纵向弹性模量的面内各向异性，但是出于提高成型性的目的，对于铁素体系不锈钢热轧钢板，在热轧工序后，在800～900℃的范围进行热轧板退火，可以得到铁素体系不锈钢热轧退火板。
热轧板退火温度:800～900℃
热轧板退火温度设为不足800℃时，不充分地产生重结晶，因此由热轧引起的加工组织残存，得不到成型性的提高效果。另一方面，如果超过900℃，则退火时奥氏体相生成，纵向弹性模量的各向异性变大，即有时热轧钢板显现的规定的纵向弹性模量的面内各向异性消失。另外，在超过900℃进行热轧板退火后的冷却速度快时，奥氏体相转变为马氏***点相，钢板硬化，因此有时成型性反而降低。因此，进行热轧板退火时优选将温度范围设为800～900℃。应予说明，热轧板退火的保持时间和方法没有特别限制，可以利用箱式退火(分批退火)、连续退火中的任意一个实施。
对于得到的热轧钢板或进行了热轧板退火的钢板(热轧退火板)，可以根据需要进行利用喷丸、酸洗的脱氧化皮处理。此外，为了提高表面性状，可以实施研削、研磨等。
实施例
以下，通过实施例对本发明进行详细说明。
将具有表1所示的化学组成的不锈钢钢水通过容量150ton的转炉和强搅拌·真空氧脱炭处理(SS－VOD)的精炼进行熔炼，通过连续铸造制成宽1000mm、厚200mm的钢坯料。将该坯料在1200℃加热1h后，作为热轧进行使用了3段机架的反式的粗轧，制成约40mm的钢板，接着在表2记载的条件下进行由7道次构成的精轧的最终3道次(第5道次、第6道次、第7道次)而制成热轧钢板。另外，对于一部分热轧钢板(表2中，No.25、26、38)进行热轧后在表2记载的条件下保持8h后进行炉冷的热轧板退火，得到热轧退火板。
对于得到的热轧钢板和热轧退火板，进行以下评价。
(1)面内各向异性的评价
将压延平行方向、压延45°方向和压延直角方向作为长轴，分别从板厚中央±1mm内的位置，采取60mm长×10mm宽×2mm厚的试验片。对于采取的试验片，利用JIS Z 2280－1993记载的横向共振法测定23℃的纵向弹性模量，由下式(1)算出纵向弹性模量的面内各向异性的绝对值(|ΔE|)。
|ΔE|＝|(EL－2×ED+EC)/2|(1)
这里，EL为与压延方向平行的方向的纵向弹性模量(GPa)，ED为相对于压延方向45°的方向的纵向弹性模量(GPa)，EC为与压延方向垂直方向的纵向弹性模量(GPa)。
将纵向弹性模量的面内各向异性|ΔE|为35GPa以下的情形，判断为能够充分抑制成型为法兰盘等后的挠曲、扭曲，将其作为合格(○)。将纵向弹性模量的面内各向异性|ΔE|超过35GPa的情形作为不合格(×)。
(2)耐腐蚀性的评价
由热轧钢板采取60×100mm的试验片，制作利用#600砂纸将表面研磨修整后将端面部密封的试验片，将其供于JIS H 8502规定的盐水喷雾循环试验。盐水喷雾循环试验将盐水喷雾(5质量％NaCl，35℃，喷雾2hr)→干燥(60℃，4hr，相对湿度40％)→湿润(50℃，2hr，相对湿度≥95％)作为1个循环，进行8个循环。
对实施8个循环的盐水喷雾循环试验后的试验片表面进行照片拍摄，通过图像解析测定试验片表面的生锈面积，由与试验片总面积的比率算出生锈率((试验片中的生锈面积/试验片总面积)×100[％])。生锈率为10％以下时，为特别优异的耐腐蚀性，作为合格(◎)，将超过10％且为25％以下作为合格(○)，将超过25％作为不合格(×)。
将评价结果和热轧条件一并示于表2。
[表1]
[表2]
对于钢成分、热轧条件和热轧板退火条件满足本发明的范围的No.1～21、No.25～34而言，纵向弹性模量的面内各向异性的绝对值(|ΔE|)小，为35GPa以下，得到期望的刚性。此外，对得到的热轧钢板或热轧退火板的耐腐蚀性进行评价，其结果确认生锈率均为25％以下，也具有充分的耐腐蚀性。
特别是，对于使用含有0.52质量％的Ni和0.4质量％的Cu的钢C的No.14～17、和使用含有0.3质量％的Mo的钢J的No.32而言，生锈率为10％以下，得到更加优异的耐腐蚀性。
对于最终3道次的累积压下率低于本发明的范围的No.22而言，由于在板厚中央部长形晶粒大量残存，因此纵向弹性模量的面内各向异性变大，得不到规定的|ΔE|。
对于最终3道次的压延中仅第7道次的最终温度低于本发明的范围的No.23、和最终3道次的压延温度全部低于本发明的范围的No.24而言，虽然以规定的累积压下率进行压延，但是板厚中央部的重结晶变得不充分，得不到规定的|ΔE|。另外，对于最终3道次的压延温度全部超过本发明的范围的No.37而言，晶粒粗大化，得不到规定的|ΔE|。
对于热轧板退火温度超过本发明的范围的No.38而言，由于热轧板退火时生成奥氏体，因此得不到规定的|ΔE|。可确认将得不到规定的|ΔE|的No.22～24、37、38的钢板应用于厚壁法兰盘时，振动时发生挠曲、扭曲。
对于使用Cr量低于本发明的范围的钢M的No.35而言，在钢板表面不能充分形成钝化皮膜，得不到期望的耐腐蚀性。
对于使用Cr量超过本发明的范围的钢N的No.36而言，在铸造后的冷却时在坯料内产生裂痕，由此导致在热轧工序过程中产生断裂，无法进行规定的评价。
产业上的利用可能性
本发明所得到的铁素体系不锈钢热轧钢板特别适合于要求刚性和耐腐蚀性的用途，例如对于EGR冷却器的法兰盘的应用。

Claims (6)

1.一种铁素体系不锈钢热轧钢板，其特征在于，具有以下成分组成：以质量％计，含有C:0.005～0.060％、Si:0.02～0.50％、Mn:0.01～1.00％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:15.5～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.005～0.100％、Ni:0.1～1.0％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
由下式(1)算出的纵向弹性模量的面内各向异性的绝对值|ΔE|为35GPa以下，
|ΔE|＝|(EL－2×ED+EC)/2|…(1)
这里，EL为与压延方向平行的方向的纵向弹性模量，ED为相对于压延方向45°的方向的纵向弹性模量，EC为与压延方向呈直角方向的纵向弹性模量，所述EL、ED、EC的单位为GPa。
2.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢热轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Cu:0.1～1.0％、Mo:0.1～0.5％、Co:0.01～0.5％中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢热轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有选自V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.015％、Nb:0.001～0.025％、Mg:0.0002～0.0050％、B:0.0002～0.0050％、Ca:0.0002～0.0020％、REM:0.01～0.10％中的1种或2种以上。
4.一种铁素体系不锈钢热轧退火板，其特征在于，是对权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧钢板实施热轧板退火而得到的。
5.一种铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，是权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，在进行3道次以上的精轧的热轧工序中，在温度范围900～1100℃、累积压下率25％以上进行精轧的最终3道次。
6.一种铁素体系不锈钢热轧退火板的制造方法，其特征在于，使用权利要求5所述的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，在所述热轧工序后，进一步在800～900℃进行热轧板退火。
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