韧性优异的高耐腐蚀性铁素体系不锈钢冷轧钢板及其制造方法

摘要

本发明的目的在于提供一种以板厚4mm时的－50℃的夏比冲击值为100J／cm

说明书

技术领域

本发明涉及韧性（toughness）或加工性（workability）也优异的高 耐腐蚀性铁素体系不锈钢冷轧钢板（high-corrosion resistance cold  rolled ferritic stainless steel sheet）及其制造方法。

背景技术

不锈钢中由于其优异的耐腐蚀性和韧性而奥氏体系不锈钢 （austenitic stainless steel）SUS304（18%Cr-8%Ni )(Japanese Industrial  Standards，JIS G 4305）广泛被使用。但是，该钢种由于含有大量Ni 而价格高。在没有大量含有Ni的铁素体系不锈钢（ferritic stainless steel） 中，作为具有相当于SUS304的优异的耐腐蚀性的钢种，有含有Mo的 SUS436L（18%Cr-1%Mo）（JIS G 4305）。但是，由于Mo也是价格高 的元素，所以即便仅含有1%也大幅增加成本（increase in cost）。此外， 作为结构部件（structural member）不能说该SUS436L具有足够的韧 性。另外，在没有含Mo的铁素体系不锈钢中有SUS430J1L （19%Cr-0.5%Cu-0.4%Nb）（JIS G 4305），但作为结构部件很难说其 具有足够的韧性。

近年，一直在寻求具有与不锈钢通用钢种SUS430、SUS304相当的 耐腐蚀性，并且还可适用于结构部件用途的低温韧性优异的铁素体系不 锈钢冷轧钢板。

特别是从得到板厚超过2mm且4mm以下的厚度的低温韧性优异的 冷轧钢板且确保冷轧压下率（rolling reduction of cold rolling）的观点 出发，需要制造板厚6mm以上的热轧钢板（hot rolled steel sheet）。与 奥氏体系不锈钢相比，铁素体系不锈钢的热轧件以及冷轧件的韧性较 差。对铁素体系不锈钢热轧钢板通常使用连续退火炉，进行热轧板退火， 但热轧件的韧性不充分的情况下，如果在对热轧钢板附加张力的状态下 使其通过连续退火工序的生产线，则板厚越厚板断裂的可能性越高。因 此，以往以来，作为冷轧用坯料的铁素体系不锈钢热轧钢板的板厚主要 为4~5mm。因此，需要提高板厚6mm以上的铁素体系不锈钢热轧钢板 的韧性。

另外，由于与奥氏体系不锈钢相比，铁素体系不锈钢价格低廉且耐 腐蚀性优异，所以板厚2mm以下的冷轧钢板广泛用于厨房设备（kitchen  instruments）、家电设备（household electrical appliance）等中。近年， 由于制钢工艺（steel making process）中的脱碳以及脱氮技术 （decarburizing and denitrogenation technology）的进步，已开发出加 工性和耐腐蚀性得到进一步改善的减少C和N的高纯度的铁素体系不 锈钢冷轧钢板，在更广泛的用途中加工成复杂的形状而使用的机会逐渐 增多。

从这样的背景来看，对铁素体系不锈钢冷轧钢板的冲压加工性 （press workability），特别是拉深性能（deep drawability）的改善技术 被期待。在经常使用拉深要素的加工中，提高材料的平均r值非常重要。

对于平均r值的改善而言，增大冷轧压下率非常效果，但从得到板 厚2mm以下的冷轧钢板且确保更高的冷轧压下率的观点出发，需要制 造板厚6mm以上的热轧钢板。

因此，如上所述，为了改善平均r值而欲增大冷轧压下率时，需要 提高板厚6mm以上的铁素体系不锈钢热轧钢板的韧性。

对此，作为改善铁素体系不锈钢的韧性的技术，专利文献1中公开 了一种热水器用铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，含有C： 0.020%以下、Si：0.30~1.00%、Mn：1.00%以下、P：0.040%以下、S： 0.010%以下、Cr：20.0~28.0%、Ni：0.6%以下、Al：0.03~0.15%、N： 0.020%以下、O：0.0020~0.0150%、Mo：0.3~1.5%、Nb：0.25~0.60%、 Ti：0.05%以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且满足25≤Cr ＋3.3Mo≤30和0.35≤Si＋Al≤0.85。

另外，专利文献2中公开了一种加工性和韧性优异的铁素体系不锈 钢板，其化学组成以质量%计，C：0.1%以下、N：0.003~0.05%、Si： 0.03~1.5%、Mn：1.0%以下、P：0.04%以下、S：0.03%以下、Cr：10~30%、 Cu：2%以下、Ni：2%以下、Mo：3%以下、V：1%以下、Ti：0.02~0.5%、 O（氧）：0.001~0.005%、Nb：0.8%以下、Al：0.001~0.15%、Zr：0.3% 以下、B：0.1%以下、Ca：0.003%以下、Mg：低于0.0005%，满足Ti×N： 0.0005以上，剩余部分为Fe和不可避杂质，钢中分散了以0.3~0.5的 Mg和Al的含量比含有Al和Mg的夹杂物（inclusion）与Ti系夹杂物 的复合夹杂物。

但是，专利文献1的目的在于确保防止热轧板退火时和冷轧时的钢 带的断裂这种制造性（productivity），是改善0℃时的板厚4mm的热轧 钢板的韧性的技术，并且由于大量含有Mo，所以也容易生成使韧性降 低的金属间化合物（intermetallic compound）等。因此，认为如果用于 本发明目的的更厚的板厚的用途，则韧性不充分。

另外，专利文献2中，Ti系夹杂物的分散控制（dispersion control） 也较困难，因其粗大化容易降低韧性，不能得到足够的韧性。

专利文献1:日本特开2008-190035号公报

专利文献2:日本特开2001-020046号公报

发明内容

如以上所述，在含有Mo、Ti的方法中，还未充分实现铁素体系不 锈钢的热轧板和冷轧板的韧性改善。

因此，本发明的目的在于，通过大幅度改善铁素体系不锈钢热轧钢 板的板厚6mm以上时的韧性，从而提供一种以板厚4mm以下的冷轧钢 板中，-50℃的夏比冲击值（charpy impact value）为100J／cm²以上为 特征的韧性优异的高耐腐蚀性铁素体系不锈钢冷轧钢板及其制造方法。

另外，本发明的目的在于提供一种板厚2mm以下的冷轧钢板的 -50℃的夏比冲击值为100J／cm²以上的、韧性和加工性、特别是拉深 性能也优异的高耐腐蚀性铁素体系不锈钢冷轧钢板及其制造方法。

发明人等为了解决上述课题，对不含高价的Ni、Mo且耐腐蚀性和 韧性甚至加工性也优异的含有Nb的铁素体系不锈钢冷轧钢板的获取方 法进行了深入研究。

首先，对实现本发明的实验结果进行说明。以下，只要没有特别说 明，化学成分的%全部表示质量%的意思。

首先，查明了含有作为铁素体系不锈钢的稳定化元素的Ti的钢中， 从凝固阶段生成的粗大的TiN析出物在钢中存在，因该析出物的缺口效 应而韧性大幅度下降。因此，尽可能不混入Ti，选择Nb作为稳定化元 素，进而对各种合金对含有Nb的铁素体系不锈钢的韧性的影响进行了 研究，结果，注意到了Al。熔炼21%Cr-0.25%Nb-低C、N钢中使Al 含有0.03~0.50%的钢，加热至1200℃进行热轧，将卷取温度设为450℃， 制作了板厚7mm的热轧板。对得到的板厚7mm的热轧板进行了0℃时 的夏比冲击试验（Charpy impact test）。将其结果在图1中示出。图1 的纵轴的值是用将由试验得到的吸收能的值除以冲击试验片的缺口部 的截面积，由此换算成每单位面积的吸收能的值（以下，称为夏比冲击 值）。

此外，发明人等对上述板厚7mm的热轧钢板进行退火，制造热轧 退火板（hot rolled and annealed steel sheet），酸洗后，冷轧至板厚4mm。 通过在980℃对冷轧板进行进一步最终退火，对得到的板厚4mm的冷 轧退火板进行了-50℃时的夏比冲击试验。将其结果在图2中示出。

图2的纵轴的值与图1相同。

由图1和图2可知，通过在0.20~0.40%的范围含有Al，能够显著 提高板厚7mm的热轧钢板和板厚4mm的冷轧退火板的韧性。

虽然其理由尚不明确，但推断是通过含有Al，从而使钢中的O量 降低，夹杂物减少等所导致的。另外，关于Al超过0.40%的范围时的 韧性的降低，认为是由于固溶Al的增加所致。

接着，为了评价Ti、N对热轧板和冷轧退火板的韧性的影响，将在 表1所示的21%Cr-0.25%Nb-0.25%Al-低C-N钢中改变Ti、N量而 成的钢进行熔炼，加热至1200℃进行热轧，将卷取温度设为450℃，制 作板厚7mm的热轧板。对得到的板厚7mm的热轧板进行0℃时的夏比 冲击试验。将其结果在图3中示出。此外，对上述板厚7mm的热轧板 进行退火，制造热轧退火板，酸洗后，冷轧至板厚4mm为止。此外， 通过在980℃对冷轧板进行最终退火，从而制作板厚4mm的冷轧退火 板，在试验温度-50℃下进行了夏比冲击试验。将其结果在图4示出。 图3和图4的横轴表示Ti（%）与N（%）的积，是相当于溶度积（solubility  product constant）的值（以下称为“溶度积”）。由图3和图4可知， Ti（%）×N（%）超过8.0×10^-5的范围中，韧性显著降低。

为了调查其原因，将对实验2-4和实验2-5的热轧板和冷轧退火板 （cold rolled and anneald steel sheet）的截面组织（sectional structure） 进行研磨后，用王水（aqua regalis）腐蚀的试样，用扫描电子显微镜 （electron scanning microscope）（SEM）和能量色散型X射分析仪 （energy dispersive X-ray analyzer）（EDX）进行观察、分析，其结果， 在热轧板和冷轧退火板均为高韧性的实验2-4（Ti与N的溶度积为 8.00×10^-5）的试样的钢中观察到了直径为200~300nm的微小球状的Nb 碳化物（carbide）。另一方面，热轧板和冷轧退火板均为低韧性的实验 2-5（Ti与N的溶度积为9.52×10^-5）的试样的钢中观察到了多个直径为 2~5μm的粗大的长方体状（rectangular solid like）的Ti氮化物（nitride）。 认为这是由于Ti与N的溶度积超过8.00×10^-5时，从凝固阶段析出Ti 氮化物并粗大化，因缺口效应（notch effect）降低韧性。

另外，对制造板厚4mm的冷轧退火板所适宜的热轧板板厚进行了 研究。使用表1的实验2-2的钢，通过热轧制造了板厚为5.0mm、5.7mm、 6.8mm、8.0mm的4种热轧板。进而，对热轧板进行退火、酸洗后，进 行冷轧、最终退火，制作板厚4mm的冷轧退火板。对得到的板厚4mm 的冷轧退火板进行了-50℃时的夏比冲击试验。

将这些结果在表2示出。实验3-2（热轧板的板厚5.7mm，冷轧压 下率30%）、实验3-3（热轧板的板厚6.8mm，冷轧压下率41%）以及 实验3-4（热轧板的板厚8.0mm，冷轧压下率50%）的冷轧退火板的 -50℃的夏比冲击值为100J／cm²以上。另一方面，实验3-1（热轧板 的板厚5.0mm，冷轧压下率20%）的冷轧退火板的-50℃的夏比冲击值 低于100J／cm²。将对这些冷轧退火板的截面组织进行研磨后，用王水 腐蚀的试样，用光学显微镜进行观察，其结果在实验3-1的试样中观察 到了在轧制方向呈带状伸展的粗大的恢复组织。认为这是由于冷轧压下 率低于30%时，应变能的积蓄变得不充分，冷轧板退火中没有充分再结 晶，成为粗大的恢复组织，从而韧性下降。

由以上研究结果发现，从其耐腐蚀性和制造性的观点出发，将Cr 的含量设为18.0~24.0%，使其含有适量的Al的基础上，通过将钢中含 有的Ti与N的溶度积［Ti%］×［N%］控制成适量，能够抑制属于热 轧板和冷轧退火板韧性降低的重要因素的从钢水阶段析出的粗大的TiN 析出物的生成，可得到韧性优异的高耐腐蚀性铁素体系不锈钢冷轧钢 板。本发明是基于以上见解而完成的。

接着，以通常认为拉深性能良好的指标的冷轧退火板的平均r值 1.30以上为目标，对冷轧压下率的影响也进行了研究。使用表1的实验 2-2的钢，加热至1200℃进行热轧，将卷取温度设为450℃，制造板厚 为4.0mm、4.5mm、5.0mm、5.5mm、6.0mm、7.0mm、8.0mm的7种 的热轧板。进而，对热轧板进行退火、酸洗后，进行冷轧、最终退火， 制作板厚2mm的冷轧退火板。从得到的板厚2mm的冷轧退火板沿着轧 制方向、与轧制方向成45°的方向、与轧制方向成90°的方向，切取JIS13 号B试验片，对各试验片赋予15%的拉伸应变后，求得下式所示的平 均r值。

平均r值＝（r_L＋2r_D＋r_C）／4，其中，r_L，r_D，r_C分别为轧制方向、 与轧制方向成45°方向、与轧制方向成90°方向的r值。平均r值越大， 表示拉深性能越优异。

将这些结果在表3和图5示出。在使冷轧压下率为65%以上而进行 冷轧的试样中，得到了目标的平均r值为1.30以上的特性。

本发明是基于以上见解而完成的。

即，本发明的构成如下。

（1）一种韧性优异的高耐腐蚀性铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特 征在于，以质量%计，C：0.020%以下、Si：1.0%以下、Mn：1.0%以 下、P：0.06%以下、S：0.01%以下、Cr：18.0~24.0%、Mo：0.3%以 下、Ti：0.015%以下、Al：0.20~0.40%、N：0.020%以下，并且10×（C ＋N）≤Nb≤0.40%，而且成分含量满足下述式（A），剩余部分由Fe和 不可避免的杂质构成；

Ti×N≤8.00×10^-5....（A）

这里，各元素符号表示钢中的成分含量（质量%）。

（2）根据（1）所述的铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特征在于，以 质量%计，Si：0.5%以下、Mn：0.8%以下、Ti：0.010%以下。

（3）根据（1）所述的韧性优异的高耐腐蚀性铁素体系不锈钢冷轧 钢板，以质量%计，含有C：0.015%以下、N：0.015%以下。

（4）根据（1）~（3）中任一项所述的韧性优异的高耐腐蚀性铁素 体系不锈钢冷轧钢板，以质量%计，还含有下述组A和组B内的至少 一个。

组A：选自Cu：0.3~0.8%、Ni：1.0%以下以及Co：1.0%以下中的 1种以上

组B：B：0.0002~0.0020%

（5）根据（1）~（4）中任一项所述的韧性优异的高耐腐蚀性铁素 体系不锈钢冷轧钢板，上述冷轧钢板的最终退火后的夏比冲击特性以 -50℃时的夏比冲击值计，为100J／cm²以上。

（6）一种韧性优异的高耐腐蚀性铁素体系不锈钢冷轧钢板的制造 方法，是使用具有上述（1）~（4）中任一项所述的组成的钢坯，进行 加热、热轧、热轧钢板退火、酸洗、冷轧、最终退火而制造铁素体系不 锈钢冷轧钢板的方法，其中，将上述热轧后且热轧钢板退火前的热轧钢 板的厚度制成6mm以上。

（7）根据（6）所述的韧性优异的高耐腐蚀性铁素体系不锈钢冷轧 钢板的制造方法，其特征在于，上述热轧钢板的夏比冲击特性以0℃时 的夏比冲击值计，为50J／cm²以上。

（8）根据（6）或（7）所述的韧性优异的高耐腐蚀性铁素体系不 锈钢冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将上述冷轧时的轧制的压下率 设为30%以上。

根据本发明，能够得到韧性优异的高耐腐蚀性铁素体系不锈钢冷轧 钢板，其特征在于，板厚4mm时的-50℃的夏比冲击值为100J／cm²以上，进一步优选为150J／cm²以上。

并且，还能够得到在上述的韧性的改善之上，加工性也变优异的高 耐腐蚀性铁素体系不锈钢冷轧钢板。

附图说明

图1是表示Al量对0℃的夏比冲击值的影响的图。

图2是表示Al量对-50℃的夏比冲击值的影响的图。

图3是表示［Ti（%）］×［N（%）］对0℃的夏比冲击值的影响的 图。

图4是表示［Ti（%）］×［N（%）］对-50℃的夏比冲击值的影响 的图。

图5是表示冷轧压下率与平均r值的关系的图。

具体实施方式

以下，对用于实施本发明的方式进行详细说明。

首先，说明本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板的成分的限定理由。

C：0.020%以下

C容易与Cr结合而形成Cr碳化物，如果焊接时在热影响部 （heat-affected zone）形成Cr碳化物，则将成为晶界腐蚀（intergranular  corrosion）的原因，所以C越低越好。因此，将C限定为0.020%以下， 更优选为0.015%以下。应予说明，当特别要求高的晶界腐蚀防止性能 的情况下，从精炼成本（refining cost）的观点出发，进一步优选为 0.003~0.010%。

Si：1.0%以下

Si是作为脱氧剂（deoxidizing agent）有用的元素。为了得到该效 果，优选为0.05%以上。但是，如果大量含有则降低韧性。因此，将 Si设为1.0%以下。更优选为0.5%以下，进一步优选为0.05~0.3%以下。

Mn：1.0%以下

Mn与存在于钢中的S结合，形成属于可溶性硫化物（fusible sulfide） 的MnS，使耐腐蚀性降低。因此，Mn为1.0%以下。更优选为0.8%以 下。应予说明，当特别要求高耐腐蚀性的情况下，从精炼成本的观点出 发，更优选为0.05~0.6%以下。

P：0.06%以下

P是对耐腐蚀性有害的元素，所以优选尽可能减低。另外，如果超 过0.06%，则由于固溶强化（solid solution strengthening）而使加工性 （workability）降低。因此将P设为0.06%以下。并且，如果考虑加工 性和韧性，则优选为0.04%以下。

S：0.01%以下

S是对耐腐蚀性有害的元素，所以优选尽可能减低，设为0.01%以 下。为了得到高耐腐蚀性，进一步优选为0.006%以下。

Cr：18.0~24.0%

Cr是在表面形成钝化膜（passive film）而提高耐腐蚀性的元素。如 果Cr含量低于18.0%，则不能够得到充分的耐腐蚀性。另一方面，如 果超过24.0%，则变得容易产生σ相脆化（sigma phase embrittlement）、 475℃脆性，韧性容易下降。因此，将Cr设为18.0~24.0%。并且，从 高耐腐蚀性的观点出发，优选为20.0~24.0%。

Mo：0.3%以下

如果含有Mo，则具有提高不锈钢的耐腐蚀性的效果。如果过度含 有，则生成Laves相（Laves phase）等粗大的金属间化合物，降低韧性。 因此，将Mo设为0.3%以下。

Nb：10×（C＋N）~0.40%

Nb将对耐腐蚀性有害的C、N变成Nb碳化物、Nb氮化物或它们 的复合析出物而无害化，具有提高耐腐蚀性的效果。但是如果Nb量低 于（C＋N）量的10倍，则Nb碳化物、Nb氮化物或它们的复合析出物 的析出变不充分，Cr碳化物、Cr氮化物或它们的复合析出物析出，降 低耐腐蚀性。因此，将Nb限定为10×（C＋N）%以上。另一方面，如 果过度含有，则生成Laves相等粗大的金属间化合物，韧性下降。因此， 将Nb设为10×（C＋N）~0.40%。优选为12×（C＋N）~0.30%。

其中，C、N表示以质量%计的各自的成分的含量。

Ti：0.015%

Ti形成粗大的氮化物，降低韧性。因此，将Ti设为0.015%以下。 更优选设为0.010%以下。应予说明，当特别要求高韧性的情况下，进 一步优选为0.005%以下。

N：0.020%以下

N是通过与Ti或Nb形成氮化物而降低韧性。特别是与Ti共存的 情况下，从钢水的凝固阶段生成粗大的TiN析出物，因其缺口效应而使 韧性显著降低。因此，将N设为0.020%以下。应予说明，当特别要求 高耐腐蚀性的情况下，优选为0.015%%以下，更优选为0.010%以下。

Al：0.20~0.40%

Al是本发明中的重要元素，具有提高韧性的效果。对于作为本发明 的目的的韧性而言，如果低于0.20%，则其效果不充分。另外，超过0.40% 时，热加工性（hot-workability）下降。因此，将Al设为0.20~0.40%。 另外，当特别要求高韧性的情况下，优选为0.20~0.30%。

Ti×N≤8.00×10^-5

如上所述，成为铁素体系不锈钢热轧钢板的韧性下降的重要因素的 粗大的TiN析出物，是从凝固阶段生成。为了抑制该TiN的析出，Ti、 N越少越好，将Ti×N的溶度积限定为8.00×10^-5以下。优选设为5.00×10^-5以下。其中，Ti、N表示以质量%计的各自成分的含量。

上述化学成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。应予说明， 作为不可避免的杂质，例如可允许Mg：0.0020%以下、Ca：0.0020% 以下、V：0.10%以下，但并不限于这些元素。

本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板，将由于上述必须含有元素而得 到目的特性，但也可根据所希望的特性含有以下元素。并且，只要在不 损害本发明的作用效果的范围，也并不排除含有下述以外的成分。

Cu：0.3~0.8%

Cu，是通过含有其可提高耐腐蚀性的元素，特别是在降低缝隙腐蚀 （crevice corrosion）方面有效的元素。为了发挥该效果，含有量必须 为0.3%以上。另一方面，如果含有量超过0.8%，则热加工性下降。因 此，将Cu设为0.3~0.8%。优选为0.3~0.5%。但是，不需要特别高的耐 腐蚀性的情况下，由于其使制造成本上升而损害经济性，所以不需要含 有Cu。

Ni：1.0%以下

如果含有Ni，则有防止因含有Cu而引起的热加工性的下降的效果。 并且，具有降低缝隙腐蚀的效果。为了得到该效果，优选为0.05%以上。 但是，其为价格高的元素，并且即便含有量超过1.0%，上述效果也饱 和，反而降低热加工性。因此，将Ni设为1.0%以下。优选为0.05~0.4%。

Co：1.0%以下

Co是含有其则有助于改善低温韧性的元素。为了得到这种效果，优 选为0.05%以上。但是，过度含有则使延展性（ductility）下降。因此， 将Co设为1.0%以下。

B：0.0002~0.0020%

B是含有其则对改善拉深成型（deep drawing）时的耐二次加工脆 性（resistance to cold-work embrittlement）有效的元素。如果低于 0.0002%，则不能得到该效果。另一方面，过度含有则使热加工性和拉 深性能（deep drawability）下降。因此，含有B时，优选0.0002~0.0020% 的范围。

在评价本发明钢板的冷轧退火板（cold rolled and annealed steel  sheet）的韧性时，在夏比冲击试验中选定-50℃的温度的原因是考虑到 本发明钢在寒冷地区（cold latitudes）的建材领域作为构造物被使用的 环境，将冷轧钢板的最终退火后，-50℃下的夏比冲击试验中的夏比冲 击值为100J／cm²以上评价为良好。另外，将150J／cm²以上评价为极 其良好。

另外，钢板的耐腐蚀性的评价根据JIS G 0577，通过如后所述地测 定点蚀电位来进行，将180mV vs SCE以上评价为良好，低于180mV vs SCE评价为不良。

此外，如后所述，冷轧钢板的最终退火后的加工特性用平均r值评 价，将该值为1.30以上的情况评价为良好。

接着，对发明的铁素体系不锈钢的制造方法进行说明。

本发明的有效的制造方法，是连续浇注（continuous casting）成钢 坯（slab），加热至1100~1300℃的范围进行热轧，形成热轧钢卷。如果 热轧时的钢卷卷取温度超过650℃，则卷取后析出碳化物、金属间化合 物，从而降低韧性，因此优选将卷取温度设为650℃以下，要求高韧性 的情况下，优选将卷取温度设为450℃以下。另外，为了制造板厚4mm 以下的韧性优异的冷轧退火板或板厚2mm以下的韧性及加工性优异的 冷轧退火板，从确保冷轧压下率的观点出发，将热轧钢板（也简称为“热 轧板”）的板厚设为6mm以上。进一步优选为7mm以上。对得到的热 轧板利用连续退火线、酸洗线，在900~1150℃的范围进行退火、酸洗。 在热轧板的连续退火线中，由于在对热轧板赋予张力的状态下使其通过 连续退火线，所以热轧板的韧性不充分时，有时会产生板断裂，所以优 选0℃下的热轧板的夏比冲击值为50J／cm²以上。

接着，对热轧退火板（对热轧钢板进行退火得到的钢板）实施冷轧、 最终退火，得到冷轧退火板。

为了得到高韧性的冷轧退火板，优选确保冷轧时的冷轧压下率总计 为30%以上，以使在最终退火中沿轧制方向伸展的粗大的恢复组织不残 留。

此外，为了得到高韧性和高加工性的冷轧退火板，优选确保冷轧压 下率为65%以上，充分积蓄应变能。

另外，最终退火优选在950℃以上的温度退火。

本发明的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法并不限于在此所述 的方法，可使用公知的方法。

实施例1

对表4-1和表4-2所示的化学成分的铁素体系不锈钢进行熔炼，用 连续浇注法制得250mm厚的钢坯。将这些钢坯加热至1200℃后，粗轧 至35mm厚，从1050℃开始终轧，在900℃结束，在500℃卷取为卷状 并冷却，得到板厚5~8mm的热轧板，然后采取（轧制方向为采取方向， 冲击方向为轧制宽度方向，试验片的宽度为板厚）JIS Z 2202所规定的 4号试验片（其中，将宽度作为板厚尺寸）各5片，根据JIS Z 2242的 规定，在试验温度：0℃的条件实施夏比冲击试验。对5片试验片的夏 比冲击值进行平均，将50J／cm²以上时为良好，低于50J／cm²时为不 良。

此外，将热轧板在1050℃以上保持80秒（最高温度：1100℃）后， 实施自然冷却退火，得到热轧退火板。对得到的热轧退火板进行酸洗后， 冷轧至表5所示的板厚，在980℃进行最终退火。从这些冷轧退火板采 取（轧制方向为采取方向，冲击方向为轧制宽度方向，试验片的宽度为 板厚）JIS Z 2202所规定的4号试验片（其中，宽度设为4mm）各5 片，根据JIS Z 2242的规定，在试验温度：-50℃的条件下实施夏比冲 击试验。对5片的夏比冲击值进行平均，将100J／cm²以上的情况为良 好，低于100J／cm²的情况为不良。另外，将150J／cm²以上的情况为 极其良好。

并且，根据JIS G 0577，对从冷轧退火板采取的试验片，在3.5%NaCl 溶液、30℃中，测定点蚀电位（pitting potential），评价耐腐蚀性。将 180mV vs SCE以上评价为良好，低于180mV vs SCE评价为不良。

将得到的结果一并在表5示出。如表5所述，钢板No.4~7、10~16、 18~21、23~24、26~34、36的-50℃的夏比冲击值均为100J／cm²以上， 韧性良好，点蚀电位在180mV vs SCE以上，耐腐蚀性也良好。另一方 面，Nb的含量少的钢板No.3和Cr的含量少的钢板No.35的点蚀电位 低于180mV vs SCE，耐腐蚀性不良。另外，由于钢板No.1、2、8、9、 17、22、25的热轧板的0℃的夏比冲击值低于50J／cm²，所以在施加 张力下通过连续退火线时有可能发生板断裂，所以未进行其后的评价。 另外，Ti与N的溶度积大、热轧钢板的板厚为5mm且基于冷轧的压 下率为20%的制造方法得到的钢板No.37，其-50℃的夏比冲击值低于 100J／cm²。

实施例2

实施例2中，除了实施例1的冷轧钢板的冷轧压下率和冷轧退火板 的板厚以外，其余与实施例1相同。因此，实施例2的表6的钢No.与 实施例1的表4-1和表4-2以及表5所示的钢No.相同。即，对实施例 1的热轧退火板进行酸洗后，冷轧至表6所示的板厚，在980℃进行最 终退火。沿着这些的冷轧退火板的轧制方向、与轧制方向成45°的方向、 与轧制方向成90°的方向切取JIS13号B试验片，对各试验片赋予15% 的拉伸应变后，求得平均r值。平均r值为1.30以上为良好，低于1.30 为不良。

另外，采取各5片JIS Z 2202规定的4号试验片（轧制方向为采取 方向、冲击方向为轧制宽度方向、试验片的宽度为板厚），根据JIS Z 2242 的规定，在试验温度：-50℃的条件下实施夏比冲击试验。对5片的夏 比冲击值进行平均，将100J／cm²以上的情况评价为良好，低于100J ／cm²情况评价为不良。另外，将150J／cm²以上的情况评价为极其良 好。

并且，根据JIS G 0577，对从冷轧退火板采取得到的试验片，在 3.5%NaCl溶液、30℃中，测定点蚀电位，评价耐腐蚀性。将180mV vs SCE以上评价为良好，低于180mV vs SCE评价为不良。

将得到的结果一并在表6示出。如表6所示，冷轧压下率为65%以 上的钢板No.44~47、52~56、58~61、63~64、66~74的平均r值均为1.30 以上，-50℃的夏比冲击值为100J／cm²以上，韧性高，点蚀电位为 180mV vs SCE以上，耐腐蚀性良好。

另一方面，冷轧压下率低于65%的钢板No.50~51的平均r值低于 1.30。另外，钢板No.41、42、48、49、57、62、65的热轧板的0℃的 夏比冲击值均低于50J／cm²，因此，在施加张力下通过连续退火线时 有可能发生板断裂，所以未进行其后的评价。另外，Nb的含量少的钢 板No.43和Cr的含量少的钢板No.75的点蚀电位低于180mV vs SCE， 耐腐蚀性不良。另外，Ti×N的溶度积大、热轧钢板的板厚为5mm且基 于冷轧的压下率为20%的制造方法得到的钢板No.77，其-50℃的夏比 冲击值低于100J／cm²。

工业上的可利用性

本发明提供的铁素体系不锈钢冷轧钢板，耐腐蚀性和韧性优异，有 望作为卡车的装货台面（back of the truck）、栅板（grating）、各种地 板材料（variety of floor material）、零件（clasp）这样的土木、建筑（civil  engineering and construction）用途等的结构部件用等的坯料。

或者，由于本发明提供的铁素体系不锈钢冷轧钢板除了加工性，高 韧性及耐腐蚀性也均优异，所以有望作为厨房设备等拉深用途、并且在 家庭电化产品、卡车的装货台面等输送设备、栅板等各种地板材料、零 件这样的土木、建筑用途等的构造部件用等的坯料。

表2

表3

表5

表6