CN112400031B

CN112400031B - 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN112400031B
Application number: CN201980047314.8A
Authority: CN
Inventors: 川边英尚; 藤泽光幸; 清水宽; 内野知彦
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2018-07-18
Filing date: 2019-04-22
Publication date: 2022-03-01
Anticipated expiration: 2039-04-22
Also published as: JP6617858B1; CN112400031A; JPWO2020017123A1

Abstract

本发明涉及一种铁素体系不锈钢钢板及其制造方法，该铁素体系不锈钢钢板为规定的成分组成，且板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差设为Hv50以下。

Description

铁素体系不锈钢钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及铁素体系不锈钢钢板。特别是本发明涉及板厚为5.0mm以上且剪切加工后的剪切分离面性状优异的铁素体系不锈钢钢板。

背景技术

铁素体系不锈钢与大量含有昂贵的Ni的奥氏体系不锈钢相比更便宜，因此近年来用于更多的用途。例如对于汽车部件的凸缘、托架等，从确保刚性的观点考虑，进行了板厚较厚的铁素体系不锈钢的应用。

作为这样的板厚较厚的铁素体系不锈钢，例如专利文献1中公开了“一种含Ti的铁素体系不锈钢热轧线圈，具有如下组成，以质量％计由C：0.030％以下、Si：2.00％以下、Mn：2.00％以下、P：0.050％以下、S：0.040％以下、Cr：10.00～25.00％、N：0.030％以下、Ti：0.01～0.50％、余量的Fe和不可避免的杂质构成，硬度为180HV以下，25℃的夏比冲击值调整为20J/cm²以上，板厚5.0～12.0mm。”

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利5737951号公报。

发明内容

然而，铁素体系不锈钢通常是利用剪切加工加工成规定形状的部件。这里，剪切加工使用冲头和冲模这样的一对工具，主要在钢板或钢材的剪切分离面产生剪切应力，由此，将钢板或钢材切断或者分离成规定尺寸和形状的加工方法。

作为这样的剪切加工，一般而言已知有使用基于剪切机等的剪切、冲压机等的冲孔和钻孔等。

另外，利用剪切加工形成的钢板或钢材的剪切分离面(剪切端面)如图1所示已知由塌边、剪切面、断裂面、毛刺及毛边构成。

然而，将由专利文献1中记载的热轧线圈得到的板厚较厚的铁素体系不锈钢钢板剪切加工成作为汽车部件的凸缘、托架等部件形状时，存在在剪切分离面，呈凹凸状粗糙的断裂面在板厚中所占的比率与剪切面相比更高，导致外观不良的问题。

另外，如上所述，断裂面与平滑的表面比较，呈凹凸状粗糙，因此容易发生腐蚀，有可能耐腐蚀性降低。并且，将在剪切的状态下的钢材作为凸缘部件紧固而使用时，因为反复赋予应力，所以从断裂面产生龟裂并传播，可能会产生裂纹。而且，利用剪切分离面(剪切端面)的切削、研削、研磨等，除去断裂面进行平滑化时，导致成品率的降低，因追加工序而导致的生产率的降低。

因此，现状是期望开发一种即使板厚较厚，也能够将断裂面在板厚中所占的比率保持得较低，即使在剪切的状态下也能够得到良好的外观、耐腐蚀性、耐疲劳特性的板厚较厚的铁素体系不锈钢钢板。

本发明鉴于上述现状开发，目的在于提供一种板厚较厚，具体而言板厚为5.0mm以上、且剪切加工后的剪切分离面性状优异的铁素体系不锈钢钢板及其有利的制造方法。

应予说明，“剪切加工后的剪切分离面性状优异”是指在实施剪切加工的情况所形成的剪切分离面上，由下式定义的剪切面比率为45％以上。

剪切面比率(％)＝[板厚方向的剪切面长度(mm)]/([板厚方向的剪切面长度(mm)]+[板厚方向的断裂面长度(mm)])×100

另外，本发明人等为了解决上述课题反复研究，得到以下的知识。

1)为了提高剪切加工后的剪切分离面性状，重要的是极力减少局部地成为低变形能力的区域，即变形能力的偏差少的均匀的组织。

2)这里，认为变形能力的偏差由粗大的析出物和微细的析出物混合存在的组织、析出物偏析的组织等各种不均匀的组织引起的，该变形能力的偏差与板厚方向的维氏硬度的偏差密切相关。

3)即，若减小板厚方向的维氏硬度的偏差，则变形能力的偏差减少，特别是通过将板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差控制在Hv50以下，即使板厚较厚的情况下，也能得到优异的剪切加工后的剪切分离面性状。

4)另外，为了减少板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差，减少变形能力的偏差，重要的是适当地控制成分组成和制造条件，特别是适当地控制热轧条件。

本发明基于所述的知识，进一步进行研究而完成的。

即，本发明的要旨构成如下。

1.一种铁素体系不锈钢钢板，具有如下成分组成，以质量％计，含有C：0.001～0.030％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.10～1.00％、P：0.050％以下、S：0.010％以下、Cr：10.0～24.0％、Ni：0.01～1.00％、Al：0.010～0.100％、N：0.001～0.030％和Ti：0.15～0.40％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，板厚为5.0mm以上，板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值的差为Hv50以下。

2.根据上述1所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Cu：0.01～1.00％，Mo：0.01～1.50％以及Co：0.01～0.50％的1种或2种以上。

3.根据1或2所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Nb：0.01～0.50％、V：0.01～0.50％以及Zr：0.01～0.50％中的1种或2种以上。

4.根据所述1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有B：0.0003～0.0050％、Ca：0.0003～0.0050％、Mg：0.0005～0.0050％、REM：0.001～0.050％、Sn：0.01～0.50％以及Sb：0.01～0.50％中的1种或者2种以上。

5.一种铁素体系不锈钢钢板的制造方法，是上述1～4中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板的制造方法，

对具有上述1～4中任一项所述的成分组成的钢坯材实施由多道轧制道次构成的热轧，制成热轧钢板，接着，对该热轧钢板实施热轧板退火，制成热轧退火钢板，

所述热轧中，在950～1200℃的温度区域，连续进行3次以上的压下率：15％～50％且该压下率与前一道轧制道次的压下率的关系满足下述式(1)的轧制道次，

其后，在900℃以上的温度区域，确保至少1次20～100秒的轧制道次间的时间，

另外，将热轧结束出侧温度设为800～900℃，

所述热轧板退火中，将退火温度设为700～1100℃。

1.05≤r(n)/r(n－1)≤1.50···(1)

其中，

r(n)：该轧制道次(第n道轧制道次)的压下率

r(n－1)：前一道轧制道次(第n－1道轧制道次)的压下率

n：2以上且总轧制道次数以下的整数(该轧制道次的道数)。

根据本发明，得到板厚较厚、剪切加工后的剪切分离面性状也优异的铁素体系不锈钢钢板。

另外，在使用本发明的铁素体系不锈钢钢板，利用剪切加工制造凸缘、托架等汽车部件的情况下，即使不实施剪切分离面的利用切削、研削等的平滑化，也能够得到剪切分离面的良好的外观、耐腐蚀性等，因此从成品率、生产率的方面考虑极其有利。

附图说明

图1是表示将对钢板进行剪切加工时形成的剪切分离面作为端部的截面的一个例子的图。

具体实施方式

基于以下的实施方式对本发明的铁素体系不锈钢钢板进行说明。

首先，对铁素体系不锈钢钢板的成分组成进行说明。应予说明，铁素体系不锈钢钢板的成分组成的元素的含量的单元均是“质量％”，以下，只要没有特别说明，就简单以“％”表示。

C：0.001～0.030％

C过量含有时，以碳化物的形式在钢中以不均匀的尺寸不均匀地局部存在而析出。由此，导致变形能力的偏差大的不均匀的组织的形成，进而，板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差变大。因此，优选C含量低，C含量为0.030％以下。C含量优选为0.015％以下。更优选为0.010％以下。

然而，过度降低C含量导致炼钢成本的增加。因此，C含量为0.001％以上。C含量优选为0.005％以上。

Si：0.10～1.00％

Si是具有钢熔炼时作为脱氧剂发挥作用的效果的元素。从得到该效果的观点考虑，Si含量为0.10％以上。Si含量优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上。

然而，Si含量超过1.00％时，钢过度硬质化，成为钢的脆化的主要因素。由此，Si含量为1.00％以下。Si含量优选为0.50％以下，更优选为0.40％以下。

Mn：0.10～1.00％

Mn在钢中作为固溶Mn存在，通过使热轧时的铁素体晶粒的再结晶延迟，有助于晶粒的微细化，具有得到均匀的组织的效果。该效果在Mn含量为0.10％以上得到。因此，Mn含量为0.10％以上。Mn含量优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上。

然而，若过量含有Mn，则大量形成MnS，MnS在钢中以不均匀的尺寸不均匀地局部存在而析出。这样的析出物成为阻碍再结晶的进行、在轧制方向上长的粗大展伸晶粒组织沿着板厚方向不均匀地存在的主要因素。其结果是板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差变大，使剪切加工后的剪切分离面性状降低。另外，过量的Mn也会对耐腐蚀性造成负面影响。因此，Mn含量为1.00％以下。Mn含量优选为0.50％以下，更优选为0.40％以下。

P：0.050％以下

P过量含有时，在粒界偏析对韧性造成不利影响。另外，P形成FeTiP等，在钢中以不均匀的尺寸不均匀地局部存在而析出。因此，P的含有成为形成不均匀的组织的主要因素，作为其结果，板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差变大，使剪切加工后的剪切分离面性状降低。另外，P的含有对耐腐蚀性也造成不利影响。因此，优选P含量越低，P含量为0.050％以下。P含量优选为0.040％以下。

应予说明，下限没有特别限定，过度降低P含量导致炼钢成本的增加，因此P含量的下限优选为0.010％。

S：0.010％以下

S过量含有时，大量形成MnS，在钢中以不均匀的尺寸不均匀地局部存在而析出。这样的析出物成为阻碍再结晶的进行、在轧制方向长的粗大展伸晶粒组织沿着板厚方向不均匀地存在的主要因素。其结果是板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差变大，使剪切加工后的剪切分离面性状降低。另外，S的含有也对耐腐蚀性造成不利影响。由此，S含量优选低，S含量为0.010％以下。S含量优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下。

应予说明，下限没有特别限定，过度降低S含量导致炼钢成本的增加，因此S含量的下限优选为0.001％。

Cr：10.0～24.0％

Cr是具有提高耐腐蚀性的效果的元素，在铁素体系不锈钢钢板中是必需的元素。该效果在Cr含量为10.0％以上时得到。因此，Cr含量为10.0％以上。Cr含量优选为10.5％以上。

然而，Cr含量超过24.0％时，钢过度硬质化，成为钢的脆化的主要因素。因此，Cr含量为24.0％以下。Cr含量优选为18.0％以下，更优选为14.0％以下。

Ni：0.01～1.00％

Ni是具有提高耐腐蚀性和韧性的效果的元素。该效果在Ni含量为0.01％以上时得到。因此，Ni含量为0.01％以上。Ni含量优选为0.10％以上。

然而，Ni含量超过1.00％时，导致伸长率的降低。因此，Ni含量为1.00％以下。Ni含量优选为0.90％以下。更优选为0.60％以下。

Al：0.010～0.100％

Al是具有有助于钢的脱氧的效果的元素。该效果在Al含量为0.010％以上得到。因此，Al含量为0.010％以上。

然而，Al含量超过0.100％时，Al以AlN等Al系析出物的形式在钢中以不均匀的尺寸不均匀地局部存在而析出。这样的析出物导致钢板内的硬度分布的不均匀化。另外，这样的析出物成为阻碍再结晶的进行、在轧制方向长的粗大展伸晶粒组织沿着板厚方向不均匀地存在的主要因素。其结果是板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差变大，使剪切加工后的剪切分离面性状降低。因此，Al含量为0.100％以下。Al含量优选为0.060％以下，更优选为0.050％以下。

N：0.001～0.030％

N过量含有时，以氮化物的形式在钢中以不均匀的尺寸不均匀地局部存在而析出。因此，导致变形能力的偏差大的不均匀的组织的形成，进而板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差变大。因此，优选N含量低，N含量为0.030％以下。N含量优选为0.020％以下。更优选为0.010％以下。

然而，过度降低N含量导致炼钢成本的增加。因此，N含量设为0.001％以上。N含量优选为0.003％以上。

Ti：0.15～0.40％

Ti是形成碳化物、氮化物和它们的复合化合物(以下，也简称为碳氮化物)的元素，具有固定C、N、抑制由锐敏化导致的耐腐蚀性的降低的效果。该效果在Ti含量为0.15％以上得到。由此，Ti含量为0.15％以上。Ti含量优选为0.20％以上。

然而，Ti含量超过0.40％时，Ti作为碳氮化物在钢中以不均匀的尺寸不均匀地局部存在而析出。这样的析出物导致钢板内的硬度分布的不均匀化。另外，这样的析出物成为阻碍再结晶的进行、在轧制方向长的粗大展伸晶粒组织沿着板厚方向不均匀地存在的主要因素。其结果是板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差变大，使剪切加工后的剪切分离面性状降低。因此，Ti含量为0.40％以下。Ti含量优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下。

以上，对于基本成分进行了说明，但除了上述基本成分，还可以根据需要适当地含有以下示出的1种或2种以上的元素。

Cu：0.01～1.00％

Cu是具有提高耐腐蚀性的效果的元素。从得到该效果的观点考虑，含有Cu的情况下，其含量优选为0.01％以上。Cu含量更优选为0.10％以上，进一步优选为0.30％以上。

然而，若过量含有Cu，则导致钢的脆化。因此，Cu含量优选为1.00％以下。Cu含量优选为0.80％以下，更优选为0.50％以下。

Mo：0.01～1.50％

Mo是具有提高耐腐蚀性的效果的元素。从得到该效果的观点考虑，含有Mo的情况下，其含量优选为0.01％以上。

然而，若过量含有Mo，则钢可能硬质化而使弯曲性降低。因此，Mo含量优选为1.50％以下。Mo含量更优选为1.30％以下，进一步优选为0.80％以下。

Co：0.01～0.50％

Co是具有提高耐缝隙腐蚀性的效果的元素。从得到该效果的观点考虑，含有Co的情况下，其含量优选为0.01％以上。Co含量更优选为0.05％以上。

然而，过量含有Co时，钢可能硬质化而使弯曲性降低。由此，Co含量优选为0.50％以下。Co含量更优选为0.30％以下。

Nb：0.01～0.50％

Nb是形成碳氮化物的元素，热轧时作为碳氮化物析出，有使母相中的固溶C和固溶N减少，提高加工性的效果。从得到该效果的观点考虑，含有Nb的情况下，其含量优选为0.01％以上。

然而，过量含有Nb时，Nb以碳氮化物的形式在钢中以不均匀的尺寸不均匀地局部存在而析出。这样的析出物可能导致钢板内的硬度分布的不均匀化。另外，这样的析出物成为阻碍再结晶的进行、在轧制方向长的粗大展伸晶粒组织沿着板厚方向不均匀地存在的主要因素。其结果，板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差变大，有可能使剪切加工后的剪切分离面性状降低。由此，Nb含量优选为0.50％以下。Nb含量更优选为0.30％以下。

V：0.01～0.50％

V是形成碳氮化物的元素，在热轧时以碳氮化物的形式析出，有使母相中的固溶C和固溶N减少，提高加工性的效果。从得到该效果的观点考虑，含有V的情况下，其含量优选为0.01％以上。

然而，若过量含有V，V以碳氮化物的形式在钢中以不均匀的尺寸不均匀地局部存在而析出。这样的析出物有可能导致钢板内的硬度分布的不均匀化。另外，这样的析出物成为阻碍再结晶的进行、在轧制方向长的粗大展伸晶粒组织沿着板厚方向不均匀存在的主要因素。其结果是板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差变大，有可能使剪切加工后的剪切分离面性状降低。由此，V含量优选为0.50％以下。V含量更优选为0.30％以下。进一步优选为0.10％以下。

Zr：0.01～0.50％

Zr是形成碳氮化物的元素，热轧时以碳氮化物的形式析出，有使母相中的固溶C和固溶N减少，提高加工性的效果。从得到该效果的观点考虑，含有Zr的情况下，其含量优选为0.01％以上。

然而，若过量含有Zr，则Zr以碳氮化物的形式在钢中以不均匀的尺寸不均匀地局部存在而析出。这样的析出物有可能导致钢板内的硬度分布的不均匀化。另外，这样的析出物成为阻碍再结晶的进行、在轧制方向长粗大展伸晶粒组织沿着板厚方向不均匀存在的主要因素。其结果是板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差变大，有可能降低剪切加工后的剪切分离面性状。由此，Zr含量优选为0.50％以下。Zr含量更优选为0.30％以下。进一步优选为0.10％以下。

B：0.0003～0.0050％

B是对防止低温二次加工脆化有效的元素。从得到该效果的观点考虑，含有B的情况下，其含量优选为0.0003％以上。B含量更优选为0.0005％以上。

然而，若过量含有B，则有可能导致热加工性的降低。由此，B含量优选为0.0050％以下。B含量更优选为0.0020％以下。

Ca：0.0003～0.0050％

Ca是具有提高热加工性的效果的元素。从得到该效果的观点考虑，含有Ca的情况下，其含量优选为0.0003％以上。Ca含量更优选为0.0005％以上。

然而，若过量含有Ca，则钢可能韧性降低而使制造性降低。另外，可能因CaS的析出而降低耐腐蚀性。因此，Ca含量优选为0.0050％以下。Ca含量更优选为0.0020％以下。进一步优选为0.0015％以下。

Mg：0.0005～0.0050％

Mg在钢水中与Al同样地形成氧化物，具有作为脱氧剂发挥作用的效果。从得到该效果的观点考虑，含有Mg的情况下，其含量优选为0.0005％以上。

然而，若过量含有Mg，则钢可能韧性降低而使制造性降低。因此，Mg含量优选为0.0050％以下。Mg含量更优选为0.0030％以下，进一步优选为0.0010％以下。

REM：0.001～0.050％

REM(稀土金属：La、Ce、Nd等原子序数57～71的元素)是具有提高耐高温氧化性的效果的元素。从得到该效果的观点考虑，含有REM的情况下，其含量优选为0.001％以上。REM含量更优选为0.005％以上。

然而，若过量含有REM，则所述的效果饱和。另外，热轧时产生表面缺陷，有可能导致制造性的降低。因此，REM含量优选为0.050％以下。REM含量更优选为0.030％以下。

Sn：0.01～0.50％

Sn是具有通过促进轧制时生成变形带而提高加工性的效果的元素。从得到该效果的观点考虑，含有Sn的情况下，其含量优选为0.01％以上。Sn含量更优选为0.03％以上。

然而，即使过量含有Sn，上述的效果也饱和。另外，有可能导致加工性的降低。因此，Sn含量优选为0.50％以下。Sn含量更优选为0.20％以下。

Sb：0.01～0.50％

Sb是具有通过促进轧制时生成变形带而提高加工性的效果的元素。从得到该效果的观点考虑，含有Sb的情况下，其含量优选为0.01％以上。Sb含量更优选为0.03％以上。

然而，即使过量含有Sb，上述的效果也饱和。另外，有可能导致加工性的降低。因此，Sb含量优选为0.50％以下。Sb含量更优选为0.20％以下。

上述以外的元素是Fe和不可避免的杂质。

以上，对本发明的实施方式所涉及的铁素体系不锈钢钢板的成分组成进行说明，这里，重要的是减少板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差，减少板厚方向的维氏硬度的偏差以及变形能力的偏差。

板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差：Hv50以下

如上所述，C、N、Mn、P、S、Al、N、Ti等元素在钢中全部或一部分作为析出物析出而存在，若大量含有这些元素，导致板厚方向的维氏硬度的偏差。

即，大量含有所述元素时，钢水、板坯铸造凝固，板坯再加热和热轧各工序中，经过固溶、析出、析出物的粗大化、析出物的熔解以及再析出等，由此上述的元素作为析出物在钢中以不均匀的尺寸不均匀地局部存在而析出。这样的析出物有可能导致钢板内的硬度分布的不均匀化。另外，这样的析出物成为阻碍再结晶的进行、在轧制方向长的粗大展伸晶粒组织沿着板厚方向不均匀地存在的主要因素。

特别是对于热轧板退火前的热轧钢板，钢中存在的析出物通过与热轧板退火前的应变的量和应变的分布、以及热轧板退火的退火温度等制造条件进行组合，使恢复、再结晶和晶粒生长延迟。因此，特别是板厚较厚的钢板中，得到均匀的整粒组织是困难的，导致由组织的不均匀引起的变形能力的偏差以及板厚方向的维氏硬度的偏差。

这里，剪切加工后的剪切分离面性状严重影响板厚方向上的变形能力的偏差，为了得到所希望的剪切加工后的剪切分离面性状，减少板厚方向的变形能力的偏差以及板厚方向的维氏硬度的偏差很重要。因此，板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差为Hv50以下。板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差优选为Hv40以下。

应予说明，下限没有特别限定，板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差可以为0。

应予说明，对于变形能力的偏差以及板厚方向的维氏硬度的偏差严重影响剪切加工后的剪切分离面性状的原因，发明人等考虑如下。

即，剪切加工中，通常形成随着冲头的下降，冲头咬入钢板，受到大剪切应变的具有光泽的漂亮的部分即剪切面，接着形成产生龟裂而断裂的凹凸状粗糙的部分即断裂面。

这里，若板厚较厚的被加工材中具有沿着板厚方向变形能力局部低的部位，则通常在形成剪切面的加工的初期，因剪切应变而产生空隙、裂缝。而且，这样的空隙、裂缝连接而成为龟裂，其后，多个龟裂会合，使加工材更早发生断裂分离。

其结果是在剪切加工时的剪切分离面，板厚方向的断裂面比率变高，不能得到良好的剪切分离面性状。

另外，变形能力与材料的延展性成正相关，延展性与强度相反。因此，高强度化时，变形能力降低。另一方面，强度与硬度成正相关，因此，延展性低的部分，即变形能力低的部分的硬度变高。因此，变形能力的偏差与维氏硬度的偏差呈强正的相关性。

根据以上，发明人认为变形能力的偏差以及板厚方向的维氏硬度的偏差特别是对板厚较厚的钢板的剪切分离面性状造成很大影响。

应予说明，变形能力的偏差由粗大的析出物与微细的析出物混合存在的组织、析出物偏析的组织、粗大的晶粒与微细的晶粒混合存在的混粒组织、再结晶的整粒与恢复、未再结晶的展伸晶粒混合存在的组织等各种不均匀的组织产生。

特别是在板厚为5.0mm以上的所谓厚物的钢板的情况下，与板厚较薄的钢板比较时，轧制的合计的压下率低，因此加工度低。另外，板厚较厚时，从钢板表面到板厚中心为止的板厚方向的热加工过程中容易产生不同，即，板厚方向的轧制时的应变的赋予、以及恢复和再结晶举动的不同的影响与板厚薄的情况相比更明显。

因此，这样的板厚为5.0mm以上的厚物的钢板时，很难在板厚方向确保均匀微细的组织，结果存在变形能力的偏差变大的趋势。

另外，为了抑制板厚方向的变形能力的偏差、即板厚方向的维氏硬度的偏差，适当地控制热轧条件特别重要。

即，重要的是在热轧中，

·首先，在950～1200℃的温度区域中，通过连续进行3次以上的压下率：15％～50％且该压下率与前一道轧制道次的压下率的关系满足规定的条件的轧制道次，从而有效地在钢板的整个板厚方向上赋予应变，促进再结晶或者部分再结晶而使晶粒微细化，

·接着，在900℃以上的温度区域，通过确保至少1次20～100秒的轧制道次间的时间，从而利用恢复和再结晶将在上述的连续轧制道次的辊缝内产生的板厚方向的不均匀的应变分布消除，使板厚方向的应变分布均匀化，

·接着，将热轧结束出侧温度设定为800～900℃。

应予说明，上述的板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差基于JIS Z 2244(2009)，在钢板的截面，在板厚方向距表面深度：0.2mm的位置作为起点，以0.5mm间隔到相反侧的面为止测定维氏硬度(Hv0.01)(其中，不测定从相反侧的面到深度0.2mm为止的位置)，作为该测定的各位置的维氏硬度的最大值与最小值之差求出。

应予说明，试验力为0.09807N(10gf)，试验力的保持时间为10秒。

板厚：5.0mm以上

铁素体系不锈钢钢板的板厚设为5.0mm以上。优选为7.0mm以上。应予说明，板厚的上限没有特别限定，通常为15.0mm左右。

应予说明，板厚：5.0mm以上的铁素体系不锈钢钢板优选为热轧退火钢板。

这里，热轧退火钢板是指对热轧后得到的热轧钢板实施热轧板退火而得到的钢板，不包括在热轧后进行冷轧得到的冷轧钢板、对冷轧钢板进一步实施冷轧板退火而得到的所谓的冷轧退火钢板等。应予说明，热轧退火钢板中，还包括除了热轧退火状态的钢板之外，对热轧退火状态的钢板实施酸洗而得到的钢板(热轧退火酸洗钢板)、将热轧退火板研磨而得的钢板等。

接下来，基于以下的实施方式对本发明的铁素体系不锈钢钢板的制造方法进行说明。应予说明，制造条件的各温度是钢板的表面温度。

首先，将所述成分组成的钢利用转炉、电炉、真空熔解炉等公知的方法进行熔炼，进一步利用VOD(Vacuum Oxygen Decarburization)法等进行二次精炼。其后，利用连续铸造法或铸造－开坯法，形成钢坯材(板坯)。

将该钢坯材在1050～1250℃加热1～24小时，或者在不加热的情况下铸造或直接供于以下的条件的热轧。

在950～1200℃的温度区域，连续进行3次以上的压下率：15％～50％且该压下率与前一道轧制道次的压下率的关系满足下述式(1)的轧制道次。

在成为最终制品的钢板中，为了减少变形能力的偏差，重要的是首先有效地在钢板的整个板厚方向整体赋予应变，促进再结晶或部分再结晶而使晶粒微细化。

因此，在950～1200℃的温度区域，连续进行3次以上的压下率：15％～50％且该压下率与前一道轧制道次的压下率的关系满足下述式(1)的轧制道次。满足上述条件的连续轧制道次(以下，也简称为连续轧制道次)次数优选为4次以上。上限没有特别限定，为5次左右。

1.05≤r(n)/r(n－1)≤1.50···(1)

这里，

r(n)：该轧制道次(第n道轧制道次)的压下率

r(n－1)：前一道轧制道次(第n－1道轧制道次)的压下率

n：2以上且总轧制道次数以下的整数(该轧制道次的道数)。

这里，将该轧制道次的压下率设为15％～50％的理由如下。

即，压下率不满足15％时，加工度小，由此恢复和再结晶不充分，基于再结晶的晶粒的均匀微细化困难。另一方面，压下率超过50％时，对轧制机受到过大的负荷，成为装置破损、材料的翘曲、板厚变动等形状不良的原因。

因此，将该轧制道次的压下率设为15％～50％。优选为20～35％。

应予说明，这里该轧制道次的压下率作为([该轧制道次开始时的被轧制材的板厚(mm)]－[该轧制道次结束时的被轧制材的板厚(mm)])/[该轧制道次开始时的被轧制材的板厚(mm)])×100而求出。

另外，该轧制道次中，压下率与前一道轧制道次的压下率的关系满足上述式(1)的理由如下。

即，r(n)/r(n－1)不满足1.05时，很难有效地在钢板的整个板厚方向上赋予轧制，基于再结晶的晶粒的均匀微细化变得困难。

热轧中，由于从加热炉取出被轧制材后的温度下降、特别是轧制中的温度下降，所以后道侧的轧制道次的钢板的变形电阻变高。因此，为了在变形电阻高的被轧制材有效地导入应变，需要将第n道轧制道次的压下率与第n－1道轧制道次的压下率之比的值设为1.05以上，将后道侧的轧制道次设为更高压下率。

然而，第n道轧制道次的压下率与第n－1道轧制道次的压下率之比的值超过1.50时，轧制机受到过大的负荷，成为装置破损、材料的弯曲、板厚变动等形状不良的原因。

因此，在该轧制道次中，压下率与前一道轧制道次的压下率的关系满足上述式(1)。优选r(n)/r(n－1)为1.10～1.40以下。

并且，将进行上述的连续轧制道次时的温度区域(以下，也称为连续轧制道次温度区域)设为950～1200℃的理由如下。

即，连续轧制道次温度区域比950℃低时，恢复和再结晶变得不充分，基于再结晶的晶粒的均匀微细化变得困难。因此，热轧后得到的热轧钢板的组织成为粗大展伸晶粒组织。另一方面，连续轧制道次温度区域超过1200℃时，导致再结晶和晶粒生长的过度的进行，晶粒粗大粒化。其结果是无法使热轧后得到的热轧钢板的组织形成为均匀微细的组织，还是成为粗大展伸晶粒组织。

因此，连续轧制道次温度区域为950～1200℃。优选为1000～1150℃。

此外，示出所述的连续轧制道次的一个例子，热轧的第1道轧制道次的压下率：14％，第2道轧制道次的压下率：18％，第3道轧制道次的压下率：19％，第4道轧制道次的压下率：20％，第5道轧制道次的压下率：22％，第6道轧制道次的压下率：20％的情况下，

第2道轧制道次(n＝2)中，r(n)/r(n－1)＝1.29

第3道轧制道次(n＝3)中，r(n)/r(n－1)＝1.06

第4道轧制道次(n＝4)中，r(n)/r(n－1)＝1.05

第5道轧制道次(n＝5)中，r(n)/r(n－1)＝1.10

第6道轧制道次(n＝6)中，r(n)/r(n－1)＝0.91，因此在第2～5道轧制道次中，连续进行4次满足上述式(1)的轧制道次。

这样，如果连续进行3次以上的满足所述的条件的轧制道次，则在950～1200℃的温度区域进行的轧制道次中可以包含不满足上述条件的轧制道次。

另外，上述的连续轧制道次没有特别限定，优选由粗轧机和精轧机列构成的一般的热轧机中，利用粗轧机进行，即利用粗轧的轧制道次进行。

应予说明，通常，总轧制道次数为10～14左右，其中，粗轧的轧制道次数(总数)为5～7左右，精轧的轧制道次数(总数)为5～7左右。

在900℃以上的温度区域，确保至少1次20～100秒的轧制道次间的时间

需要在进行所述的连续轧制道次之后，在900℃以上的温度区域，确保至少1次20～100秒的轧制道次间的时间，从而利用恢复和再结晶将在所述的连续轧制道次的轧制加工中的辊缝内产生的板厚方向上的不均匀的应变分布消除，使板厚方向上的应变分布均匀化。

即，上述的连续轧制道次后得到的钢板中，产生在上述的连续轧制道次的轧制加工中的辊缝内板厚方向的不均匀的应变分布，不能说应变分布在板厚方向上完全均匀。即，在上述的连续轧制道次后得到的钢板中，处于应变量多的区域和应变量少的区域混合存在的状态。

因此，需要在进行上述的连续轧制道次之后，在900℃以上的温度区域，确保至少1次20～100秒的轧制道次间的时间，从而利用恢复和再结晶将由所述的连续轧制道次产生的不均匀的应变分布消除，使板厚方向上的应变分布均匀化。

由此，即使在其后的轧制道次，在钢板的板厚方向上也容易更均匀地导入应变，最终得到具有均匀的应变分布的热轧钢板。

因此，在900℃以上的温度区域，确保至少1次20～100秒的轧制道次间的时间。轧制道次间的时间确保次数的上限没有特别限定，为2次左右。

这里，在900℃以上的温度区域进行上述的轧制道次间的时间确保是因为在小于900℃时，上述的恢复和再结晶变得不充分，难以消除利用上述的连续轧制道次产生的板厚方向的不均匀的应变分布。

另外，将轧制道次间的时间设为20～100秒的理由如下。

即，轧制道次间的时间比20秒短时，上述的恢复和再结晶变得不充分，无法消除由所述连续轧制道次产生的板厚方向上的不均匀的应变分布。另一方面，轧制道次间的时间超过100秒时，导致生产率的降低。

因此，将轧制道次间的时间设为20～100秒。

另外，所述的轧制道次间的时间确保没有特别限定，优选由粗轧机与精轧机列构成的一般的热轧机中，在粗轧时的轧制道次间进行，在粗轧机与精轧机之间(即，粗轧的最后的轧制道次与精轧的最初的轧制道次之间)进行。

热轧结束出侧温度：800～900℃

另外，在热轧板退火后得到的钢板中，为了减少板厚方向的硬度的偏差，需要适当地控制热轧结束出侧温度。

这里，热轧结束出侧温度超过900℃时，轧制时的被轧制材的强度(以下也称为高温强度)过度降低，即轧制时的变形电阻过度降低。这里，高温强度降低而被轧制材过度软质化时，在与轧制辊接触的被轧制材的表面正下方容易产生剪切变形，轧制时剪切应变大量导入到被轧制材的板厚方向的表层部(表面附近)，板厚中心部中应变的导入变少。其结果是在板厚方向产生不均匀的应变分布。另外，在高温下轧制结束，因此在整个轧制道次结束后，有可能在短时间内过度地进行再结晶、晶粒生长。因此，形成晶粒粗大且不均匀的混粒组织，产生硬度的偏差。

从这一点出发，如果使热轧结束出侧温度为900℃以下，则不易产生轧制材的表面正下方的剪切变形，能够在板厚方向上均匀地蓄积应变，在成为热轧的后续工序的热轧板退火后得到均匀的再结晶组织。

然而，热轧结束出侧温度小于800℃时，轧制载荷显著地上升，制造上不优选。另外，存在在钢板表面产生表面粗糙，表面品质降低的情况。

因此，热轧结束出侧温度设为800～900℃的范围。优选热轧结束出侧温度为820～900℃的范围。更优选热轧结束出侧温度为820～880℃的范围。

对于上述以外的热轧条件没有特别限定，可以按照常规方法进行。

例如，上述的连续轧制道次以外的轧制道次的每1次的压下率在粗轧的轧制道次中为5～30％，精轧中的轧制道次为10～40％即可。

另外，热轧的总压下率优选为80～98％。

并且，对于热轧后的冷却条件没有特别限定，例如对热轧钢板进行水冷、汽水冷却或放冷，接着进行卷绕。应予说明，卷绕温度也没有特别限定，使卷绕温度超过450℃且小于500℃的情况下，有可能产生由475℃脆化导致的脆化。因此，卷绕温度优选为450℃以下或者500℃～750℃。

热轧板退火温度：700～1100℃

对由上述的热轧得到的热轧钢板实施热轧板退火，制成热轧退火钢板。热轧板退火中，使热轧时形成的均匀的轧制加工组织充分再结晶，减少板厚方向的硬度的偏差。因此，需要将热轧板退火温度设为700～1100℃的范围。

这里，如果热轧板退火温度小于700℃，则再结晶变得不充分，恢复的展伸晶粒、再结晶晶粒、晶粒生长的再结晶晶粒等混合存在的不均匀的混粒组织，很难成为规定的板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差。

另一方面，热轧板退火温度超过1100℃时，再结晶晶粒过度生长，成为显著粗大的晶粒组织，韧性降低。另外，析出物的再熔解量和再析出量增加，这些析出物在钢中以不均匀的尺寸不均匀地局部存在而析出，有可能导致板厚方向的硬度的偏差。

因此，热轧板退火温度设为700～1100℃的范围。优选热轧板退火温度为750～1000℃的范围。

对于上述以外的热轧板退火条件，没有特别限定，根据常规方法进行即可。

另外，可以根据需要对上述的热轧退火钢板进行基于喷砂、酸洗的脱氧化皮处理。此外，为了提高表面性状，也可以实施研削、研磨等。

实施例

将成为表1所示的成分组成(剩余部分为Fe和不可避免的杂质)的钢利用容量150kg的小型真空熔解炉进行熔炼，利用热加工制成厚度：75mm×宽度：90mm×长度：160mm的轧制用坯材(钢坯材)。将这些轧制用坯材加热到1100～1200℃，在表2所示的条件下进行热轧。

应予说明，将表2中的“连续轧制道次次数”是将在950～1200℃的温度区域连续进行压下率：15％～50％且该压下率与前一道的轧制道次的压下率的关系满足上述式(1)的轧制道次的次数。

另外，表2中的“连续轧制道次温度区域”是上述连续轧制道次次数中包含的轧制道次的温度范围。

并且，表2所示的以外的道次间时间均为15秒以下。

而且，No.1、2、4、5、8～13、15、16、19～22、24～26的热轧的总轧制道次数为14，

No.3、7的热轧的总轧制道次数为11，

No.6、14、17、18的热轧的总轧制道次数为13，

No.23的热轧的总轧制道次数为10。

接着，对如上述那样得到的热轧钢板在表2所示的条件下实施热轧板退火，得到表3所示的板厚的热轧退火钢板。

从这样得到的热轧退火钢板采取试验片，根据上述的方法求出板厚方向上的维氏硬度的最大值与最小值之差。应予说明，测定中使用岛津制作所制的HMV－FA1维氏硬度计。将结果一并记载于表3。

另外，按以下的主旨进行剪切加工后的剪切分离面性状的评价。

即，从所述的热轧退火钢板采取板厚×宽度35mm(与轧制方向平行)×长度140mm(与轧制方向成直角)的试验片，该试验片使用株式会社Amada制的液压剪切机：H－1213，以剪切分离面成为与轧制方向平行的截面(L截面)的方式实施剪切加工，将上述的试验片分割成2份板厚×宽度35mm(与轧制方向平行)×长度70mm(与轧制方向直角)的试验片。

另外，剪切加工的间隙根据试验片的板厚变化。

即，

板厚：5.0～6.0mm的情况的间隙为0.8mm，

板厚：超过6.0mm到7.5mm的情况的间隙为1.0mm，

板厚：超过7.5mm到8.5mm的情况的间隙为1.2mm，

板厚：超过8.5mm到10.0mm的情况的间隙为1.4mm，

板厚：超过10.0mm到11.5mm的情况的间隙为1.6mm，

板厚：超过11.5mm到15.0mm的情况的间隙为2.0mm。

接着，从在剪切机侧残留的板厚×宽度35mm(与轧制方向平行)×长度70mm(与轧制方向直角)的试验片(宽度35mm的一边成为剪切分离面)，利用微型切割机以包含剪切分离面的方式，切出板厚×宽度35mm(在轧制方向上平行)×长度20mm(与轧制方向成直角)的试验片(宽度35mm的一边成为剪切分离面)的试验片。

接着，利用微型切割机将该切出的试验片切成两半，制成板厚×宽度17.5mm(与轧制方向平行)×长度20mm(在轧制方向成直角)的试验片(宽度17.5mm的一边成为剪切分离面)的试验片，使用该试验片进行剪切分离面的观察。

剪切分离面的观察以观察面成为与轧制方向成直角的截面(C截面)的方式(换言之，为了如图1所示从轧制方向观察从使剪切分离面为端部的截面)将试验片埋入树脂，进行研磨、不进行蚀刻，利用光学显微镜，以倍率：25倍观察以剪切分离面作为端部的截面，对板厚方向的剪切面长度和断裂面长度进行测定。

应予说明，上述的测定中，从轧制方向观察以剪切分离面为端部的截面，

如图1所示，对如下的区域分别进行判断，除去塌边和毛边，测定板厚方向的剪切面长度和断裂面长度。

判断塌边为在剪切加工时的工具咬入时被压下，被加工材的表面弯曲的区域；

判断剪切面为剪切分离面(剖面的端部)与板厚方向大致平行的区域，

判断断裂面为在剪切面的下方且剪切分离面(剖面的端部)从与通过剪切面的板厚方向大致平行的直线偏离，在被加工材侧(与轧制方向成直角的方向)弯曲的区域，

判断毛边为沿着板厚方向向下突出的锐利的性状的区域，

然后，利用下式求出剪切面比率，根据以下的评价基准评价剪切加工后的剪切分离面性状。将评价结果一并记载于表3。

·评价基准

合格(○)：剪切面比率为45％以上

不合格(×)：剪切面比率小于45％

[表3]

如表3所示，发明例中均得到了优异的剪切加工后的剪切分离面性状。

另一方面，比较例中均未得到充分的剪切加工后的剪切分离面性状。

Claims

1.一种铁素体系不锈钢钢板，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.001～0.030％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.10～1.00％、P：0.050％以下、S：0.010％以下、Cr：10.0～24.0％、Ni：0.01～1.00％、Al：0.010～0.100％、N：0.001～0.030％和Ti：0.15～0.40％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

板厚为5.0mm以上，板厚方向的维氏硬度的最大值与最小值之差为Hv50以下。

2.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Cu：0.01～1.00％、Mo：0.01～1.50％和Co：0.01～0.50％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钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Nb：0.01～0.50％、V：0.01～0.50％和Zr：0.01～0.50％中的1种或2种以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有B：0.0003～0.0050％、Ca：0.0003～0.0050％、Mg：0.0005～0.0050％、REM：0.001～0.050％、Sn：0.01～0.50％和Sb：0.01～0.50％中的1种或2种以上。

5.一种铁素体系不锈钢钢板的制造方法，是权利要求1～4中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板的制造方法，

对具有权利要求1～4中任一项所述的成分组成的钢坯材实施由多道轧制道次构成的热轧而制成热轧钢板，接着对该热轧钢板实施热轧板退火，制成热轧退火钢板，

之后，在900℃以上的温度区域，确保至少1次20～100秒的轧制道次间的时间，

另外，将热轧结束出侧温度设为800～900℃，

所述热轧板退火中，使退火温度为700～1100℃，

1.05≤r(n)/r(n－1)≤1.50···(1)

其中，

r(n)：该轧制道次即第n道轧制道次的压下率，

r(n－1)：前一道轧制道次即第n－1道轧制道次的压下率，

n：2以上且总轧制道次数以下的整数即该轧制道次的道数。