铁素体系不锈钢板、热轧卷材和汽车排气系统法兰构件的制作方法

本发明涉及一种铁素体系不锈钢板、热轧卷材和汽车排气系统法兰构件。

背景技术：

汽车的排气路径由排气歧管、egr(排气再循环系统、exhaustgasrecirculation)、消声器、催化剂、dpf(柴油颗粒过滤器、dieselparticulatefilter)、尿素scr(选择性催化还原、selectivecatalyticreduction)、挠性管、中心管和前管等多个部件构成。在连接这些部件时，多使用被称为法兰的连接部件。对于汽车的排气系统部件，由于加工工时少且作业空间狭窄，因此积极采取了法兰接合。

另外，从因振动引起的噪音和确保刚性的观点出发，多使用厚度5mm以上的厚的法兰。法兰通过冲孔加工、冲压成形等工序而制造，以往，坯料中利用普通钢的钢板。但是，与不锈钢制的其他排气系统部件相比，耐腐蚀性差的普通钢的法兰存在锈的产生明显、有损美观的情况。因此，作为法兰坯料，更换了普通钢板，一直在积极地采用不锈钢板。

铁素体系不锈钢由于含有cr、且基于相变的金相组织的微细化较难，因此与普通钢相比韧性低。特别是对于高cr、al、si的不锈钢，其低韧性是问题，因而采取了对卷材(coil)加温并通板、或者使热轧钢板厚度变薄等对策。

在以板厚5mm以上的板厚制造铁素体系不锈钢的热轧钢板或热轧退火钢板的情况下，板厚的增加会导致韧性进一步降低。在卷材开卷时、于形状矫正、切断、热轧钢板的退火、酸洗等工序中通板时容易发生板断裂。为了在上述工序中通板，多数情况下需要对卷材与卷材进行焊接来连接。但是，若板厚增加，则焊接所需的时间变长，因此加温的卷材的温度也会降低，有时发生脆性断裂。因此，在铁素体系不锈钢中需要板厚超过5mm的钢板的情况下，以往是以厚板的形式来制造，与以热轧卷材的形式制造时相比成本变高成为问题。

迄今为止也介绍了多个用于解决与铁素体系不锈钢板的韧性相关的问题的方法。

例如日本特开昭60-228616号公报(专利文献1)中，为了获得一种不发生在热轧卷材的冷展开、冷轧以及各种操作时容易产生的裂纹等问题的、韧性优异的高纯度铁素体系不锈钢热轧钢带，公开了如下的制造方法，该方法的特征在于在热轧后立即以10℃/秒以上的冷却速度进行骤冷，在450℃以下的温度下卷取，并且，示出了冲击断裂转变温度为-20℃以下，另外，在实施例中示出了板厚3mm下卷材可否展开。示出了通过该技术能够避免像将热轧钢带放入水槽中水冷这样的、使热轧钢带的韧性值偏差增多的制造方法。

日本特开平8-199237号公报(专利文献2)中示出了一种制造热轧钢带的方法，该热轧钢带是包含0.20％～0.80％的nb、包含cr：超过13.5％且为15.5％以下的、热轧钢板的低温韧性优异的铁素体系不锈钢，板厚为4.5mm以上且9.0mm以下，该方法的特征在于，在800℃以上进行热轧后立即冷却，在热轧后的板厚t和热轧时的卷取温度t满足t×t≤3600的关系的温度下进行卷取。

日本特开2012-140687号公报(专利文献3)中公开了一种含ti铁素体系不锈钢热轧卷材、热轧退火卷材，其在将热轧卷材展开并通板的生产线中具有足以稳定地防止材料破裂问题的韧性/延性、且板厚为5～12mm。作为其手段，示出了如下的制造方法：将卷取温度设为570℃以上，在从卷取结束时开始经过5分钟以上之后且卷材最外周的表面温度为550℃以上时，将卷材浸渍于水中，在该水中保持15分钟以上。

另一方面，日本特开2012-140688号公报(专利文献4)中公开了一种含nb铁素体系不锈钢热轧卷材、热轧退火卷材，其在将热轧卷材展开并通板的生产线中具有足以稳定地防止材料破裂问题的韧性/延性、且板厚为5～10mm。另外，作为其手段，示出了如下的制造方法：将不锈钢板坯设为精轧温度890℃以上，卷绕前进行水冷并以卷绕温度400℃以下进行卷绕从而制成卷材，在从卷绕结束时开始30分钟以内将卷材浸渍于水中，在该水中保持15分钟以上。

日本特开2000-169943号公报(专利文献5)中公开了一种铁素体系不锈钢，其以质量％计含有c：0.001～0.1％、n：0.001～0.05％、cr：10～25％、s：0.01％以下、p：0.04％以下、mn：0.01～2％、si：0.01～2％、o：0.01％以下、sn：0.05％～2％，余量为fe和不可避免的杂质。该铁素体系不锈钢被认为即使是在高温下长时间使用的情况下，高温强度也不会时效劣化。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭60-228616号公报

专利文献2：日本特开平8-199237号公报

专利文献3：日本特开2012-140687号公报

专利文献4：日本特开2012-140688号公报

专利文献5：日本特开2000-169943号公报

技术实现要素：

发明要解决的问题

专利文献1的技术难以改善板厚超过5mm的厚的铁素体系不锈钢板的韧性。

专利文献2的技术虽然能够提高添加有nb的钢的韧性，但在添加有ti的钢的韧性提高方面无法获得效果。

如专利文献3的技术那样利用卷材水冷来改善韧性存在卷材内的冷却速度的变动大、产生韧性偏差的问题。

专利文献4的技术将含nb的铁素体系不锈钢作为对象，为了调整硬度和夏比冲击值，将精热轧温度设为890℃以上并在400℃以下卷取，将卷材浸渍于水中，因此，如引用文献1中所述，存在卷材内的冷却速度的变动大、产生韧性偏差的问题。

专利文献5的技术是在热轧时将加热温度设为1000℃以上且1300℃以下而进行热轧的技术，因此，不能使板厚超过5mm的铁素体系不锈钢板的晶体粒径减小，难以改善韧性。

本发明的目的在于，解决了现有技术的问题，高效地制造韧性优异的铁素体系不锈钢板。

用于解决问题的方案

为了解决上述课题，本发明人等从成分和制造过程中的热轧条件、金相组织的观点出发对铁素体系不锈钢板的低温韧性进行了详细的研究，明确了制造工序中的组织变化以及对韧性的影响。

添加钛的铁素体系不锈钢在其制造工序中不发生相变，因此金相组织的控制是困难的。即，供于热轧的板坯的板厚为150～250mm，其金相组织为凝固组织，即粗大的柱状晶。该柱状晶的宽度为几百μm至十几mm，长度为几mm至几cm。热轧时在加热炉中通常加热至1100℃～1300℃，用粗轧机通过反向轧制而轧制成板厚为20～40mm的粗条钢时，其大部分的组织再结晶，微细化至以晶体粒径计为数百μm。在其后的精热轧工序中轧制至所期望的板厚。精热轧一般是以串联方式在一个方向上进行轧制，但在炉卷轧机(steckelmill)中精热轧也以反向方式进行。在精热轧中，粗热轧后的组织只发生延伸，再结晶仅极少地发生。

本发明人在调查上述各工序中的组织变化和与之相伴的对材质的影响时发现，粗热轧组织的微细化对于热轧钢板的韧性提高是极为有效的。对于组织的微细化而言，虽然在低温下进行大应变加工是有效的，但在低温下进行热轧时，热轧后的再结晶也会延迟，因此容易在粗热轧之后且即将进行精热轧之前的粗条钢组织中残留未再结晶部。对残留有未再结晶部的粗条钢进行精轧而制造热轧卷材、并由该热轧卷材进行冷轧退火而制造的薄板在加工时会产生被称为皱褶(ridging)的粗大的表面粗糙，因此一直以来，在铁素体系不锈钢热轧钢带的制造中会避开粗热轧组织中残留有未再结晶部这样的低温加热热轧。

另一方面，在汽车排气系统部件的法兰用钢材中，以往使用普通钢，但近年来，正在逐渐使用耐腐蚀性高的铁素体系不锈钢。上述法兰需要一定程度的厚度，另外，不要求那么高的表面性状，因此主要使用铁素体系不锈钢的厚板。为了提高生产率，优选使用铁素体系不锈钢的热轧卷材(hotcoil)。但是，为了避免在热轧卷材的开卷、形状矫正、酸洗工序中通板时的断裂，热轧卷材要求优异的韧性。特别是存在板厚越厚则韧性越降低的倾向。

因此，本发明人等进行研究时发现，对于热轧钢板的韧性、热轧退火钢板的韧性，即使粗条钢中的未再结晶部残留，通过将粗条钢的大部分组织细粒化也能提高韧性。为了实现粗热轧组织的微细化，将热轧加热温度设为940～990℃、并在尽量低的温度下进行粗热轧工序是重要的。但是，过度降低加热温度时，在粗热轧工序、从粗热轧后到精热轧开始的期间内难以发生再结晶。因此，在从粗热轧结束到精热轧开始的期间内抑制钢带温度的降低是特别重要的。需要说明的是，法兰接合部件等由于使用热轧钢板而不进行冷轧，因此原本就不会发生皱褶的问题。

这样一来，若对将粗热轧组织微细化并利用精热轧制成微细的延伸晶粒组织的热轧钢板进行退火，则可以得到平均短径为55μm以下的、对于热轧退火钢板来说极其微细的晶粒组织，热轧退火钢板的夏比冲击值可以得到25℃下40j/cm²以上的值。这样的热轧退火钢板在之后的冲压成形中也能够抑制脆性裂纹的产生。另外，对该热轧钢板进行退火而制造的热轧退火钢板能够得到微细的再结晶组织，因此热轧退火钢板的韧性也大大提高。

图1的左侧是本发明的钢材的一个例子的显微组织放大图，右侧是以往钢材的显微组织放大图，进行比较时，本发明钢材由微细的晶粒组织构成，关于夏比冲击试验吸收能量值，以往钢材为约20j/cm²以下，而本发明钢材则达到了40j/cm²以上。

解决上述课题的本发明的要旨如下。

(1)一种铁素体系不锈钢板，其板厚t为5.0～12.0mm，

所述铁素体系不锈钢的化学组成以质量％计为

c：0.001～0.010％、

si：0.01～1.0％、

mn：0.01～1.0％、

p：0.04％以下、

s：0.010％以下、

cr：10.0～20.0％、

ni：0.01～1.0％、

ti：0.10～0.30％、

v：0.01～0.40％、

al：0.005～0.3％、

n：0.001～0.02％、

b：0～0.0030％、

mo：0～2.0％、

cu：0～0.3％、

mg：0～0.0030％、

sn：0～0.1％、

sb：0～0.1％、

zr：0～0.1％、

ta：0～0.1％、

nb：0～0.1％、

hf：0～0.1％、

w：0～0.1％、

co：0～0.2％、

ca：0～0.0030％、

rem：0～0.05％、

ga：0～0.1％，

余量为fe和不可避免的杂质，

所述铁素体系不锈钢板的金相组织如下：在与轧制方向平行的截面中，长径/短径小于5.0的组织以面积率计为90％以上，平均短径为55μm以下。

(2)一种热轧卷材，

其使用上述(1)的铁素体系不锈钢板。

(3)一种汽车排气系统法兰构件，

其使用上述(1)的铁素体系不锈钢板。

(4)一种汽车排气系统法兰构件，

其使用上述(2)的铁素体系不锈钢热轧卷材。

发明的效果

根据本发明，可以高效地提供韧性优异的铁素体系不锈钢板。该铁素体系不锈钢板作为汽车排气系统法兰构件是特别适宜的。

附图说明

图1为示出本发明的钢材和以往钢材的显微组织的图。

图2为示出平均短径对25℃的夏比冲击值所产生的影响的图。

具体实施方式

1.化学组成

c：0.001～0.010％

c因固溶c导致的硬质化以及碳化物析出而使韧性劣化，因此其含量越少越好。另外，过量含有会产生碳化物生成导致的韧性的降低，因此将上限设为0.010％。但是，过度的降低会导致精炼成本的增加，因此将下限设为0.001％。进而，考虑到制造成本、耐腐蚀性和钢板韧性等，下限可以设为0.002％或0.003％，上限可以设为0.009％、0.008％或0.007％。

si：0.01～1.0％

si除了有时作为脱氧元素而添加以外，还带来耐氧化性的提高，但由于为固溶强化元素，因此从韧性的观点来看越少越好。过量含有时会显著地发生韧性的降低，因此将上限设为1.0％。另一方面，为了确保耐氧化性，将下限设为0.01％。但是，过度的降低会导致精炼成本的增加，因此考虑到材质、耐初期锈性等，下限可以设为0.05％、0.10％或0.15％，上限可以设为0.9％、0.8％、0.7％或0.6％。

mn：0.01～1.0％

mn与si同样是固溶强化元素，因此在材质上其含量越少越好。特别是，过量含有时，有时会在热轧时发生由γ相析出导致的再结晶的延迟、韧性降低，因此将上限设为1.0％。另一方面，过度的降低会导致精炼成本的增加，除此之外，微量添加mn会提高氧化皮剥离性，因此将下限设为0.01％。进而，考虑到材质、制造成本等，下限可以设为0.1％、0.2％、0.25％或0.3％，上限可以设为0.7％、0.6％、0.5％或0.4％。

p：0.04％以下

p是从铬铁等原料中以不可避免的杂质的形式混入的元素，固溶强化能力强于mn、si。由于会使材料硬质化，因而从韧性的观点出发，其含量越少越好。另外，过量含有会发生因p的晶界偏析引起的脆化，因此将上限设为0.04％。对于p的下限没有必要特别规定，为0％。但是，过度的降低会导致原料成本的增加，因此下限可以设为0.005％、0.01％或0.015％。进而，考虑到耐腐蚀性等，上限可以设为0.03％、0.025％或0.02％。

s：0.010％以下

s也是从原料中以不可避免的杂质的形式混入的元素，由于会使耐腐蚀性劣化，因此其含量越少越好。另外，过量含有时，由于mns、ti4c2s2等析出物的生成，会出现粗热轧中的再结晶延迟的倾向，因此将上限设为0.010％。对于s的下限没有必要特别规定，为0％。但是，s具有与mn、ti键合从而提高法兰成形的冲孔性的效果。为了得到该效果，下限可以设为0.0002％、0.0005％或0.001％。进而，考虑到制成燃料部件时的间隙腐蚀抑制等，上限可以设为0.008％、0.006％或0.005％。

cr：10.0～20.0％

cr是提高耐腐蚀性、耐氧化性的元素，若考虑法兰所要求的耐盐腐蚀性，则需要含有10.0％以上。另一方面，过量含有会变得硬质，使成形性、韧性劣化。另外，存在粗热轧时的再结晶因固溶cr而延迟的倾向，在超过20.0％的情况下，即将进行精热轧之前会残留未再结晶组织、使钢板的韧性降低，因此将上限设为20.0％。需要说明的是，考虑到制造成本、因韧性劣化导致的制造时的板断裂等，下限可以设为11.0％、12.0％或13.0％。另外，上限可以设为19.0％、18.0％或17.0％。

ni：0.01～1.0％

ni通过促进间隙腐蚀的抑制、再钝化从而提高耐初期锈性，因此含有0.01％以上。但是，过量含有会导致硬质化、使成形性劣化，另外，热轧时促进奥氏体相的析出、延迟粗热轧时的再结晶，进而变得容易产生应力腐蚀裂纹，因此将上限设为1.0％。需要说明的是，考虑到原料成本等，下限可以设为0.02％、0.03％或0.05％，上限可以设为0.5％、0.3％、0.2％或0.1％。

ti：0.10～0.30％

ti是为了与c、n、s、p键合以提高耐腐蚀性、耐晶界腐蚀性、韧性而添加的元素。特别是，若c、n的固定不充分，则由于敏化而生成cr缺乏层、发生耐腐蚀性的显著降低，因此0.10％为下限。

为了充分确保包括焊接部在内的耐腐蚀性，下限可以设为0.12％、0.14％或0.16％。另一方面，过量含有时，在炼钢工序中，钢水中会析出粗大的tin、致使钢板的韧性降低，因此将上限设为0.30％。考虑到制造成本等，上限可以设为0.28％、0.25％或0.22％。

v：0.01～0.40％

v除了抑制间隙腐蚀以外，还通过微量添加从而有助于韧性提高，因此含有0.01％以上。但是，过量含有除了会导致硬质化、使成形性劣化以外，还会由于粗大的v(c、n)析出而发生韧性劣化，因此将上限设为0.4％。需要说明的是，考虑到韧性提高、原料成本和初期锈性等，下限可以设为0.02％、0.03％或0.04％，上限可以设为0.20％、0.10％或0.06％。

al：0.005～0.3％

al是作为脱氧元素而添加的元素，减少钢中的氧化物从而提高钢板的韧性。其作用从0.005％开始体现，因此将下限设为0.005％。另外，过量含有除了导致韧性的降低、焊接性及表面品质的劣化之外，还会延迟粗热轧时的再结晶，因此将上限设为0.3％。进而，考虑到精炼成本等，下限可以设为0.01％、0.02％或0.03％，上限可以设为0.15％、0.1％、0.08％或0.06％。

n：0.001～0.02％

n与c同样地使韧性和耐腐蚀性劣化，因此其含量越少越好。另外，过量含有时，由于凝固时的粗大氮化物生成而发生韧性的降低，仅通过晶体粒径的微细化无法实现韧性的改善，因此将上限设为0.02％。但是，过度的降低会导致精炼成本的增加，因此将下限设为0.001％。进而，考虑到制造成本和加工性以及初期锈性等，下限可以设为0.003％、0.005％或0.006％，上限可以设为0.015％、0.010％或0.009％。

虽然从提高铁素体系不锈钢的韧性的观点来看降低是理想的，但从耐腐蚀性、耐氧化性、冲压成形性、减少热轧瑕疵等观点出发，进一步适量添加b、mo、cu、mg、sn、sb、zr、ta、nb、w、co、ca、rem、ga、bi也是有效的。

b：0～0.0030％

b是在晶界偏析从而提高产品的二次加工性的元素，会提高法兰的冲孔性，因此可以含有。但是，过量含有时，除了硼化物析出而使韧性劣化之外，还会使粗热轧时的再结晶延迟，因此将上限设为0.0030％。对于b的下限没有必要特别规定，为0％。为了提高韧性等，下限可以设为0.0001％或0.0002％。考虑到成本、延性降低等，上限可以设为0.0020％、0.0010％或0.0005％。

mo：0～2.0％

mo是提高耐腐蚀性、高温强度的元素，特别是在具有间隙结构的情况下抑制间隙腐蚀，因此可以含有。另外，过量含有会显著提高耐氧化性，在热轧加热时产生因异常氧化所导致的瑕疵、或者使粗热轧时的再结晶延迟、发生粗热轧组织的粗大化，成为韧性降低的原因，因此将上限设为2.0％。对于mo的下限没有必要特别规定，为0％。为了提高韧性等，可以含有0.01％以上。进而，考虑到制造成本等，下限可以设为0.02％或0.03％，上限可以设为1.2％、0.3％或0.1％。

cu：0～0.3％

cu除了提高高温强度以外，还促进间隙腐蚀的抑制、再钝化，因此可以含有。过量含有时因ε-cu、富cu团簇的析出而导致硬质化，使成形性和韧性劣化，因此将上限设为0.3％。对于cu的下限没有必要特别规定，为0％。为了提高成形性、韧性，可以含有0.01％以上。考虑到制造时的酸洗性等，下限可以设为0.01％或0.03％，上限可以设为0.02％、0.12％或0.10％。

mg：0～0.0030％

mg除了有时作为脱氧元素而添加以外，还是使板坯的组织微细化、有助于提高成形性的元素。另外，mg氧化物具有成为ti(c、n)、nb(c、n)等碳氮化物的析出位点、使它们微细分散析出的效果。因此，可以含有mg。但是，过量含有会导致焊接性、耐腐蚀性的劣化，因此将上限设为0.0030％。对于mg的下限没有必要特别规定，为0％。可以根据需要将下限设为0.0003％、0.0006％或0.01％。考虑到精炼成本等，上限可以设为0.0020％或0.0010％。

sn：0～0.1％

sb：0～0.1％

sn、sb有助于耐腐蚀性和高温强度的提高，因此可以含有。过量含有除了有时产生钢板制造时的板坯裂纹以外，在钢板的韧性方面也成为降低的主要原因，因此将上限设为0.1％。对于sn、sb的下限没有必要特别规定，为0％。可以根据需要将下限设为0.005％或0.01％。进而，考虑到精炼成本、制造性等，上限可以设为0.05％或0.02％。

zr：0～0.1％

ta：0～0.1％

nb：0～0.1％

hf：0～0.1％

zr、ta、nb和hf与c、n键合、有助于韧性的提高，因此可以含有。但是，过量含有除了导致成本增加之外，由于大型的碳氮化物析出，还会使钢板的韧性显著劣化，因此将上限设为0.1％。对于这些成分的下限没有必要特别规定，为0％。可以根据需要将下限设为0.005％或0.01％。进而，考虑到精炼成本、制造性等，上限可以设为0.08％或0.03％。

w：0～0.1％

w与mo同样地有助于耐腐蚀性和高温强度的提高，因此可以含有。过量含有会导致钢板制造时的韧性劣化以及成本增加，因此将上限设为0.1％。对于w的下限没有必要特别规定，为0％。可以根据需要将下限设为0.01％。考虑到精炼成本、制造性等，上限可以设为0.05％或0.02％。

co：0～0.2％

co有助于高温强度的提高，因此可以含有。过量含有会发生因固溶强化、抑制粗热轧时的再结晶所导致的韧性降低，因此将上限设为0.2％。对于co的下限没有必要特别规定，为0％。为了获得上述效果，下限可以设为0.01％、0.02％或0.04％。进而，考虑到精炼成本、制造性等，上限可以设为0.15％或0.1％。

ca：0～0.0030％

ca具有脱硫效果，因此可以含有。但是，过量含有会生成粗大的cas、致使耐腐蚀性劣化，因此将上限设为0.0030％。对于ca的下限没有必要特别规定，为0％。考虑到精炼成本、制造性等，上限可以设为0.0030％或0.0020％。

rem：0～0.05％

rem具有基于各种析出物的微细化而提高韧性、提高耐氧化性的效果，因此可以含有。但是，过量含有除了使铸造性显著变差以外，由于固溶强化、抑制粗热轧时的再结晶，还会使韧性降低，因此将上限设为0.05％。对于rem的下限没有必要特别规定，为0％。为了获得上述效果，下限可以设为0.001％或0.002％。进而，考虑到精炼成本、制造性等，上限可以设为0.01％或0.005％。根据一般的定义，rem(稀土类元素)是指钪(sc)、钇(y)这2种元素与从镧(la)到镥(lu)的15种元素(镧系元素)的总称。可以单独添加，也可以是混合物。

ga：0～0.1％

为了提高耐腐蚀性、抑制氢脆，可以在0.1％以下的范围含有ga。对于ga的下限没有必要特别规定，为0％。从形成硫化物、氢化物的观点出发，可以根据需要将下限设为0.0002％。从制造性、成本的观点以及促进粗热轧再结晶的观点等出发，上限可以设为0.0020％。

对于其他成分，在本发明中没有特别规定，但在本发明中，可以根据需要含有0.001～0.1％的bi等。需要说明的是，as、pb等一般的有害元素、杂质元素优选尽可能地减少。

2.金相组织

本发明的铁素体系不锈钢板的金相组织在与轧制方向平行的截面中，长径/短径小于5.0的组织以面积率计为90％以上。长径/短径小于5.0的组织以面积率计为90％以上是指本发明的铁素体系不锈钢板为热轧后进行退火而得到的钢板，是相对来说等轴晶粒的金相组织。上述组织以面积率计为95％以上是优选的。面积率的上限为100％，但其上限可以设为99％或98％。在此，金相组织的测定是以如下的方式进行的：在与轧制方向和板厚方向平行的截面中，通过硝酸电解蚀刻使晶界显现出来，分别在0.25t(t：板厚)和0.50t(t：板厚)的位置用光学显微镜观察至少1mm²的区域，并测定晶粒的长径和短径的比(长径/短径)小于5.0的晶粒的面积分数。并且，长径/短径小于5.0的组织以0.25t位置和0.50t位置的面积分数的平均值在90％以上为基准。

本发明的铁素体系不锈钢板的平均短径为55μm以下。在此，平均短径以0.25t～0.75t(t：板厚)的平均短径为基准。具体而言，在与轧制方向和板厚方向平行的截面中，通过硝酸电解蚀刻使晶界显现出来，在0.25t～0.75t(t：板厚)的范围内对与板厚方向平行的直线进行观察，根据jisg0551附录c.2测定前述直线捕捉到的晶粒数，将前述直线的实际长度除以计测到的晶粒数，从而求得“平均短径”。

如图2所示，在平均短径超过55μm的情况下，25℃的夏比冲击值小。但这一平均短径为55μm以下时，25℃的夏比冲击值上升，达到40j/cm²以上，钢板韧性提高。通过将这一平均短径设为50μm以下，可以进一步提高韧性。平均短径的上限可以设为48μm、45μm或43μm。为了热轧退火钢板的组织微细化，也需要低温大应变加工，但低温热轧容易在热轧时发生轧制工作辊与钢板的咬合，热轧退火钢板的组织的微细化也是有限的，因此平均粒径优选设为20μm以上。平均短径的下限可以设为22μm、25μm或30μm。

3.制造方法

本发明的钢板通过炼钢工序和热轧而制造。

对于炼钢工序没有特别限定。例如，对具有前述化学组成的钢进行转炉熔炼，接着进行二次精炼的方法是适宜的。将熔炼的钢水按照公知的铸造方法(连续铸造)制成板坯。板坯被加热至规定的温度，通过连续轧制被热轧成规定的板厚。

热轧工序是对于获得本发明的金相组织而言特别重要的工序。本发明人等通过迄今为止的研究确认到，在满足下述推荐条件的情况下能够获得本发明的金相组织。

(a)加热温度：940～990℃

为了使粗热轧组织变细，需要加热温度的低温化，设为990℃以下。但是，加热温度过低时，有可能产生热轧瑕疵，因此设为940℃以上。

(b)粗热轧进入侧温度：900～950℃

通过将粗热轧的进入侧温度设为950℃以下，能够使粗热轧组织微细化。即使加热温度高也可以通过在截止至粗热轧的期间将板坯冷却而降低粗热轧开始温度。但是，进入侧温度过度降低时会成为热轧瑕疵的原因，因此设为900℃以上。

(c)粗热轧结束温度：850～900℃

粗热轧结束温度超过900℃时，粗热轧组织变得粗大。另一方面，低于850℃时，粗热轧后的再结晶延迟，粗热轧组织(精热轧即将开始前的组织)变得粗大，精热轧后的热轧板韧性降低。因此，粗热轧结束温度设为850～900℃。需要说明的是，粗热轧结束温度大致由粗热轧开始温度决定。但是，若增加粗热轧的道次次数或者增大粗热轧的压下率，则可以降低粗热轧结束温度。

(d)粗轧压下率：80％以上

通过将粗轧的压下率设为80％以上，可以使粗热轧组织微细化。对于粗轧的压下率的上限没有必要特别规定，但在实际制造中几乎不会超过95％，可以将95％设为上限。

(e)板带加热器(barheater)：升温30℃以上

粗热轧为反向轧制，精热轧是利用串列热轧机进行的单向轧制。因此，在粗热轧机与精热轧机之间设有100m左右的间隔，在这之间薄板坯(sheetbar)的温度大幅降低。这期间的温度下降过大时，精热轧的载荷变大，而且品质变得不稳定，进而不能使金相组织形成所期望的状态。另外，未再结晶组织的比率增加，平均晶体粒径变大。因此，需要使热轧卷材的精热轧开始温度在卷材长度方向上一致。因此，用感应方式等的板带加热器对薄板坯(粗条钢)进行加热是重要的。铁素体系不锈钢没有相变，需要通过粗热轧后的再结晶使板坯的凝固组织微细化，为了灵活利用粗热轧的应变使其再结晶，用板带加热器抑制粗热轧后的温度降低是有效的。具体而言，通过板带加热器升温30℃以上。另一方面，过度升温时，粗热轧组织会因晶粒生长而粗大化，因此升温优选设为55℃以下。

(f)保热罩：保温

与板带加热器同样地，作为抑制薄板坯的温度降低的方法，通过在粗热轧和精热轧之间的输送台上下面设置保热罩并进行保温，由此实现基于再结晶的组织微细化。

(g)精热轧进入侧温度：840～890℃

在精热轧工序中，将板厚28～38mm的薄板坯轧制至所需的热轧板板厚，对粗热轧组织进行延伸，蓄积应变。在该工序中，通过大量蓄积应变，能够提高热轧板的韧性。应变的蓄积(位错密度的增加)中将轧制开始温度设为890℃以下，但过度降低时会产生热轧瑕疵。因此，精热轧进入侧温度设为840～890℃。

(h)精热轧结束温度：690～740℃

与精热轧开始温度同样地，低温化时应变蓄积，虽然韧性提高，但过于降低时会产生热轧瑕疵。对于这里所说的热轧瑕疵的原因，热轧工作辊与热轧板的咬合是主要原因。因此，精热轧开始温度设为690～740℃。需要说明的是，精热轧结束温度是以与精热轧开始温度连动的方式决定的，但也根据轧制速度、板厚而变化。

(i)精轧压下率：60％以上

通过将精轧的压下率设定为60％以上，能够使粗热轧组织微细化。对于精轧的压下率的上限没有特别限定，但在实际制造中几乎不会超过95％，可以将95％设为上限。

(j)水冷开始时间：2秒以内

铁素体系不锈钢没有相变，因此粗热轧后的组织是粗热轧中的再结晶晶粒通过精热轧而延伸的延伸晶粒。为了不使精热轧中蓄积的应变恢复或因再结晶而减少，精热轧结束后迅速冷却。因此，从精热轧结束到水冷开始为止的时间设为2秒以内。

(k)冷却速度：25℃/s以上

在精热轧后，需要将热轧板冷却至目标卷取温度。需要在从精热轧的最终轧机到卷取机(coiler)之间冷却至目标卷取温度。此时，以25℃/s以上的冷却速度进行冷却。

(l)水冷结束温度：510～560℃

为了控制卷取温度，需要通过放射温度计等在线测定热轧板温度，但板的温度变为450℃附近时，板上部的水不会蒸发，甚至残留在卷取机中，板的温度测定变得困难，因此水冷结束温度设为510℃以上。但是，由于卷取温度设为550℃以下，因此水冷结束温度设为560℃以下。

(m)卷取温度：500～550℃

卷取温度过高时，通过精热轧导入的应变有时会恢复或因再结晶而减少，另外，有时fetip等析出物析出，致使韧性降低。因此，卷取温度设为550℃以下。但是，卷绕温度过低时，温度的测定和控制变得困难，因此设为500℃以上。

(n)退火温度：800～950℃×10～30秒

为了获得韧性优异的热轧退火板，需要晶粒的微细化。因此，在通过粗热轧和精热轧获得微细的延伸晶粒的高应变状态之后，需要通过低温退火制成微细的再结晶晶粒，并且抑制晶粒生长。具体而言，在800～950℃的温度范围下进行10～30秒的退火。在此，低于800℃或小于10秒时不发生再结晶。另外，超过950℃或超过30秒时再结晶晶粒变得粗大，且再结晶晶粒的生长也加快，因此无法获得微细的组织，韧性降低。

需要说明的是，本发明中制造的热轧卷材不需要将每个卷材在水槽中冷却，制造工序得以简化。另外，热轧钢板的厚度设为法兰中经常使用的5～12mm以下，但过度地厚化时韧性会极端地降低，因此5～10mm是理想的。

热轧之后进行酸洗、表面光轧或表面研削，然后进行满足上述条件的退火即可。

实施例

对表1所示的成分组成的钢进行熔炼，铸造成板坯，将板坯热轧至5～15mm而制成热轧卷材，进行退火。将各种制造时条件示于表2和表3。

[表1]

表1

*表示在本发明限定的范围之外。

[表2]

表2

*表示在本发明限定的范围之外。

[表3]

表3

*表示在本发明限定的范围之外。

在所得热轧退火钢板的与轧制方向平行的截面中，观察金相组织，测定0.25t(t：板厚)位置以及0.50t(t：板厚)位置处长径/短径小于5.0的组织的面积分数，求出其平均值。接着，在所得热轧退火钢板的与板厚方向平行的截面中，通过硝酸电解蚀刻使晶界显现出来，在0.25t～0.75t(t：板厚)的范围内对与板厚方向平行的直线进行观察，测定与前述直线相交的晶界的数量，从而求出“平均短径”。进而，从所得热轧退火钢板采集夏比冲击试验片，进行25℃下的夏比冲击试验。将这些结果示于表4。

[表4]

表4

*表示在本发明限定的范围之外。

如表4所示，本发明例1～20均具有良好的表面品质，并且25℃的夏比冲击值为40j/cm²以上。与之相对，比较例1～26中至少化学组成和金相组织的任一者脱离了本发明限定的范围，韧性降低。另外，比较例27和28由于粗轧的温度过低，因此没有再结晶并形成了粗大晶粒，产生热轧瑕疵，另外韧性也降低。

产业上的可利用性

根据本发明，可以高效地提供韧性优异的铁素体系不锈钢板。该铁素体系不锈钢板作为汽车排气系统法兰构件是特别适宜的。