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CN103857812A - 冷裂纹性优异的铁素体系不锈钢热轧钢板以及其制造方法 - Google Patents

冷裂纹性优异的铁素体系不锈钢热轧钢板以及其制造方法 Download PDF

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CN103857812A CN201280046386.9A CN201280046386A CN103857812A CN 103857812 A CN103857812 A CN 103857812A CN 201280046386 A CN201280046386 A CN 201280046386A CN 103857812 A CN103857812 A CN 103857812A
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高桥淳
小山祐司
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Abstract

本发明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：0.0150%以下、Si：0.01%～2.00%、Mn：0.01%～2.00%、P：小于0.040%、S：0.010%以下、Cr：10.0%～30.0%、Al：0.001%～0.100%以及N：0.0200%以下，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质，并且在板厚的1/4～3/4处的截面中取向差为1°以上且小于180°的总晶体晶界的长度L与取向差为1°以上且小于15°的亚晶界长度La满足La/L≥0.20的关系。

Description

冷裂纹性优异的铁素体系不锈钢热轧钢板以及其制造方法
技术领域
本发明涉及冷裂纹性（cold cracking resistance）优异的铁素体系不锈钢热轧钢板以及其制造方法。
本申请基于2011年12月9日在日本申请的日本特愿2011-270092号主张优先权，在此援引其内容。
背景技术
铁素体系不锈钢被用于家电、建材、汽车部件等范围广泛的用途中。一直以来，根据耐蚀性、高温特性等必要特性而在该钢中适量地添加了各种元素。
在以提高耐蚀性为目标的情况下，已知添加Cr、Mo、Ni是有效的。另外，为了使高温特性（强度、抗氧化性）提高，添加Nb、Al、Si等是有效的。
通常来说，这些添加元素的添加量越多，特性就会越提高，但相反地，制造性、尤其冷裂纹性就会越降低。因此，其添加量的上限已被确定。
冷裂纹是指当将热轧板的卷（卷成卷状的热轧板）开卷并接着使热轧板从连续酸洗作业线、连续退火酸洗作业线、冷轧作业线等通过时所产生的裂纹，据认为其是由于热轧板的韧性不够而产生的。
对于铁素体系不锈钢的含有大量添加元素的钢种来说，在温度低的冬季容易产生冷裂纹。
为了使由Cr量多的铁素体系不锈钢、添加了Al的不锈钢形成的热轧板的韧性提高，作为解决方法公知专利文献1和专利文献2。
在专利文献1中，作为使由添加了25～35重量%的Cr的钢种形成的热轧板的韧性值提高的技术，公开了以下技术：结束热精轧，然后在400～600℃下进行卷取，并且立即以水冷以上的冷却速度进行骤冷。
在专利文献2中，公开了以下方法：在550～650℃的卷取温度下对钢板进行卷取，从而制成卷状钢带，在卷取后3小时以内将卷状钢带浸渍在水槽中。
如上所述，作为改善热轧板的韧性的技术，公开了专利文献1和专利文献2的技术。然而，当本申请的发明者们将上述以往的见解适用于各种铁素体系不锈钢时，发现有时会产生冷裂纹，对于改善韧性来说不一定是有效的。即，现有技术不是充分有效的，需要进一步进行改善。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平5-320764号公报
专利文献2：日本特开2001-26826号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明是鉴于上述情况而进行的，其目的在于，提供冷裂纹性优异的铁素体系不锈钢热轧钢板以及其制造方法。
用于解决问题的手段
本发明的发明者们为了解决上述的问题，对铁素体系不锈钢热轧板的卷取条件与热轧板的韧性之间的关系进行了研究。
首先，在实验室内将使成分变化了的铁素体系不锈钢热轧至5mm厚而得到热轧钢板。接着，将热轧钢板插入炉内的温度被控制为卷取温度的炉中，模拟卷取处理。使卷取温度（炉内的温度）在550℃～950℃的范围变化，并且使卷取处理（在炉内加热）的时间在0.1小时～100小时的范围变化。其后，通过水冷而冷却至室温来制作热轧钢板。
对所得到的热轧钢板实施夏氏试验，评价室温（25℃）下的冲击值（韧性）。
另外，通过光学显微镜和EBSP（电子背散射图像分析法）对在上述各种条件下制得的热轧钢板的金属组织进行了研究。通过光学显微镜，对钢板的再结晶状态进行了研究。并且，通过EBSP，对晶粒内有无亚晶界（sub-grain boundary）进行了研究。
EBSP中的测定是通过后述的实施方式所述的方法来进行的。详细而言，以使其具有与轧制方向平行且与板面方向垂直的截面（L截面）的方式采取测定用样品。对测定用样品的L截面，实施电解研磨或通过胶体二氧化硅进行的研磨。在L截面中，将板厚t的1/4t～3/4t（板厚的1/4～3/4）的范围作为测定范围。在该测定范围之中100μm×100μm的范围，以0.2μm的测定步距（间距）来测定晶体取向。晶体晶界与亚晶界的判断按照以下的方式进行。将相邻的测定点处的取向差为1°以上且小于180°的界面视为晶界。将其中取向差为1°以上且小于15°的晶界作为亚晶界。以下，列举出所得到的见解。
（1）所得到的热轧钢板的夏氏冲击值会根据制造条件而在5J/cm2～约100J/cm2的范围大幅变化。
（2）当通过光学显微镜对所得到的热轧钢板的金属组织进行观察时，确认到未再结晶组织、完全再结晶组织以及未再结晶与再结晶的混合组织这三种情况。在完全再结晶组织的情况下，热轧钢板的夏氏冲击值小于20J/cm2。在未再晶粒的情况下以及在未再结晶与再结晶的混合组织的情况下，确认到夏氏冲击值有时变成20J/cm2以上。
（3）通过EBSP对晶体晶界进行研究，由此求出取向差为1°以上且小于180°的晶体晶界的长度的总和（总晶体晶界长度L）以及取向差为1°以上且小于15°的亚晶界的长度的总和（亚晶界长度La）。然后，求出比La/L与夏氏冲击值之间的关系。
图1示出了对于各种铁素体系不锈钢使卷取条件（温度和时间）变化时韧性值（夏氏冲击值）与La/L之间的关系。根据图1，当La/L为0.20以上时，夏氏冲击值为20J/cm2以上的较高的值；当La/L小于0.20时，夏氏冲击值变成小于20J/cm2。
通常，晶体晶界显示了相邻的晶粒间的取向差。在完全再结晶组织的情况下，夹着晶体晶界的两侧的晶粒几乎全部具有15°以上的取向差。即，对于完全再结晶组织来说，取向差为1°以上且小于15°的范围的晶体晶界几乎不存在，因此La/L接近0。
在本试验中，在卷取温度为900℃的情况下，任意钢种均得到了完全再结晶组织，夏氏冲击值均小于20J/cm2。而当卷取温度为800℃以下、夏氏冲击值为20J/cm2以上时，金属组织均在光学显微镜组织中观察到好像存在有大量未再晶粒，通过EBSP进行解析，发现存在大量亚晶界。
本发明是基于这样的见识而得到的，本发明的一个方案的主旨如下。
（1）一种冷裂纹性优异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：0.0150%以下、Si：0.01%～2.00%、Mn：0.01%～2.00%、P：小于0.040%、S：0.010%以下、Cr：10.0%～30.0%、Al：0.001%～3.00%以及N：0.0200%以下，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质，并且在板厚的1/4～3/4处的截面中取向差为1°以上且小于180°的总晶体晶界的长度L与取向差为1°以上且小于15°的亚晶界长度La满足La/L≥0.20的关系。
（2）根据上述（1）所述的冷裂纹性优异的铁素体系不锈钢热轧钢板，其特征在于，其以质量%计还含有选自Nb：0.05%～0.70%以下、Ti：0.05%～0.30%以下、Mo：0.1%～2.5%、Ni：0.1%～1.5%、B：0.0001%～0.0025%、Cu：0.1%～2.0%以及Sn：0.03%～0.35%中的一种以上，并且在含有Nb、Ti中的任一个或两个的情况下按照满足下述式（1）的方式含有，
Nb/93+Ti/48≥C/12+N/14   （1）
其中，式（1）中的元素符号是指该元素的以质量%为单位的含量。
（3）根据上述（1）或（2）所述的冷裂纹性优异的铁素体系不锈钢热轧钢板，其特征在于，Al含量为超过0.10%且3.00%以下。
（4）一种冷裂纹性优异的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，其是制造上述（1）～（3）中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧钢板的方法，其特征在于，其具有下述工序：铸造具有上述（1）～（3）中任一项所述的钢组成的铁素体系不锈钢来制成钢坯，并且以终轧温度为800℃～1000℃的条件对所述钢坯实施热轧，由此制成热轧钢板的工序；其后，在超过650℃且800℃以下将所述热轧钢板卷取成卷状的工序；和使卷取成卷状的所述热轧钢板在卷取后1小时以内浸渍在水槽中，并且在水槽内保持1小时以上，接着取出的工序。
发明效果
如上所述，根据本发明的一个方案，通过将对含有各种元素的铁素体系不锈钢热轧钢板的韧性产生影响的亚晶界的比例提高，能够防止热轧钢板的冷裂纹。
另外，根据本发明的一个方案的铁素体系不锈钢热轧钢板，即便在热轧后实施连续退火或者酸洗工序也不会产生冷裂纹。
此外，根据本发明的一个方案，通过对各种铁素体系不锈钢热轧钢板的冷裂纹进行抑制，能够使得制造成品率增加并且生产效率提高。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。另外，通过提高生产效率，能够抑制使用能量，因此能够对保护地球环境有贡献。
附图说明
图1是表示本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板的总晶体晶界的长度L与取向差为1°以上且小于15°的亚晶界的长度La的比例（La/L）和夏氏冲击值之间的关系的图表。
具体实施方式
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：0.0150%以下、Si：0.01%～2.00%、Mn：0.01%～2.00%、P：小于0.040%、S：0.010%以下、Cr：10.0%～30.0%、Al：0.001%～3.00%以及N：0.0200%以下，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质，并且在板厚的1/4～3/4处的截面中取向差为1°以上且小于180°的总晶体晶界的长度L与取向差为1°以上且小于15°的亚晶界长度La满足La/L≥0.20的关系。
以下，对限定本实施方式的热轧钢板的钢组成的理由进行说明。其中，与组成相关的%这一标示在没有特别注明的情况下是指质量%。
C：0.0150%以下
当C以固溶状态存在时，焊接部的晶界腐蚀性会劣化，因此添加大量的C是不优选的。C量的上限设定为0.0150%。另外，当按照不对晶界腐蚀性产生影响的方式来降低C量时，会使得精炼时间增加等而增加制造成本。因此，C量的下限优选设定为0.0010%。而且，从焊接部的晶界腐蚀性以及制造成本的观点考虑，C量优选设定为0.0020～0.0070%。
Si：0.01～2.00%
Si是用于提高抗氧化性的元素。然而，当添加大量的Si时，产品的加工性会劣化，因此Si量的上限设定为2.00%。而作为脱氧剂会不可避免地混入Si，因此Si量的下限设定为0.01%。而且，Si量优选为0.02%～0.97%。
Mn：0.01～2.00%
Mn是用于提高高温强度、抗氧化性的元素，但添加大量的Mn会与Si同样地使得产品的加工性劣化。因此，Mn量的上限设定为2.00%。另外，由于有时会不可避免地混入，因此Mn量的下限设定为0.01%。而且，Mn量优选为0.02%～1.95%。
P：小于0.040%
由于P会由Cr的原料等不可避免地混入，因此大多数情况下会混入0.005%以上的P，P会使得延展性、制造性降低。因此，P量优选尽可能少。但是，由于过度地进行脱磷是非常困难的，而且还会增加制造成本，因此P量设定为小于0.04%。
S：0.010%以下
S有时会形成容易溶解的化合物而使得耐蚀性劣化，因此S量优选为少量，将S量设定为0.010%以下。另外，从耐蚀性的观点考虑，S量优选为少量，将S量优选设定为小于0.0050%。由于近年来脱硫技术的发展，因此S量的下限更优选设定为0.0001%。考虑到稳定制造性，S量的下限进一步优选设定为0.0005%。
Cr：10.0～30.0%
Cr是用于确保耐蚀性、高温强度以及抗氧化性所必需的基本元素，为了发挥其效果必须添加10.0%以上的Cr。而添加大量的Cr会使得韧性劣化，因此Cr量的上限设定为30.0。而且，Cr量越多，就越高强度化，并且会变得容易产生被称为“475℃脆化”的含有大量的Cr的钢所特有的脆化现象。因此，Cr量优选设定为20.0%以下。
Al：0.001～3.00%
Al作为脱氧元素来使用，因此会添加适量的Al。当添加小于0.001%的Al时，脱氧能力是不充分的，因此将0.001%设定为下限。而当添加0.100%的Al时，能够充分降低氧量，并且即便添加量超过0.100%，脱氧能力也大致饱和。因此，在仅以脱氧为目标而添加Al的情况下，Al量的上限可为0.100%。在该情况下，Al量优选为0.002%～0.095%。
另外，Al还具有使高温强度、耐蚀性提高的效果。在以提高高温强度、耐蚀性为目标而添加Al的情况下，Al量优选为超过0.10%且3.00%以下，进一步优选为0.50%～2.00%。而且，当添加大量的Al时，会使得产品的加工性劣化，因此Al量的上限设定为Al：3.00%。Al量的上限优选为2.00%以下。
N：0.0200%以下
N与C同样地当以固溶状态存在时，焊接部的晶界腐蚀性会劣化，所以添加大量的N是不优选的。因此，N量的上限设定为0.0200%。另外，当降低N量时，会使得精炼时间增加等而增加制造成本。因此，N量的下限优选设定为0.0030%。而且，从焊接部的晶界腐蚀性以及制造成本的观点考虑，N量优选设定为0.0050～0.0120%。
另外，在本实施方式中，优选除了上述元素以外，按照满足下述式（1）的方式含有Nb：0.05～0.70%、Ti：0.05～0.30%中的任一个或两个。
Nb/93+Ti/48≥C/12+N/14   （1）
其中，式（1）中的元素符号是指以质量%为单位的该元素的含量。
Nb和Ti具有与C、N形成析出物、降低固溶C、N的作用。而且，在Nb和Ti以固溶状态存在的情况下，在高温中会通过固溶强化而使得部件的高温强度、热疲劳特性提高。在含有Nb的情况下，为了将C、N固定而需要含有0.05%以上，优选含有0.10%以上。另外，在含有Ti的情况下，为了将C、N固定而需要含有0.05%以上。
另外，为了使存在于钢中的C、N全部成为析出状态，需要按化学计量满足上述式（1）。
另一方面，当大量地过量添加Ti时，会使得制造中途的韧性劣化，并且有时表面瑕疵的产生变得显著。因此，上限设定为Ti：0.30%。
此外，大量添加Nb会使产品的加工性劣化。因此，上限设定为Nb：0.70%，更优选设定为0.55%以下。
另外，在本实施方式中，除了上述元素以外，优选含有Mo：0.1～2.5%、Ni：0.1～1.5%、B：0.0001～0.0025%、Cu：0.1～2.0%、Sn：0.03～0.35%中的一种以上。
Mo、Ni、Cu以及Sn是用于提高高温强度、耐蚀性的元素，可以根据需要来添加。另外，Ni还具有提高韧性的效果。
高温强度的增加变得显著的分别为Mo：0.1%以上、Ni：0.1%以上、Cu：0.1%以上、Sn：0.03%以上，将其设定为下限。为了更进一步提高高温强度以及耐蚀性，更优选设定为Mo：0.3%以上、Ni：0.25%以上、Cu：0.4%以上、Sn：0.10%以上。
由于添加大量的Mo、Ni、Cu会使得酸洗性劣化，导致生产率降低，因此上限分别设定为Mo：2.5%、Ni：1.5%、Cu：2.0%，更优选设定为Mo：2.2%以下、Ni：1.2%以下、Cu：1.4%以下。由于添加大量的Sn会使得韧性劣化并且产生表面瑕疵，因此上限设定为Sn：0.35%，更优选设定为0.20%以下。
B是用于提高二次加工性的元素。当用于需要二次加工性的用途时，可以根据需要来添加。提高二次加工性的效果是从B的添加量为0.0001%以上开始显示的，因此将其设定为下限，更优选设定为0.0003%以上。另外，添加大量的B有时会使得热轧板的韧性和加工性降低，因此B量的上限设定为0.0025%，更优选设定为0.0015%以下。
另外，作为本实施方式的重要的特征，在板厚的1/4～3/4处的截面中，取向差为1°以上且小于180°的总晶体晶界的长度L与取向差为1°以上且小于15°的亚晶界长度La的比例满足La/L≥0.20。
总晶体晶界的长度L与亚晶界长度La的比例通过以下的方法测定。首先，从热轧钢板的任意十处采取测定用样品。该采取位置没有特别限定。然而，实际上当将热轧钢板卷取成卷时，在开始卷取的部分（顶部）和刚刚要结束卷取前的部分（底部），有时在卷取的温度上产生差异。因此，在这样的情况下，从获得钢板整体的平均值这样的含义出发，优选按照包括热轧钢板的顶部、中部、底部等在内的方式来采取测定用样品。就热轧钢板的宽度方向来说，优选从大致中央部来采取测定用样品。另外，按照具有与轧制方向平行且与板面方向垂直的截面（L截面）的方式来采取测定用样品。
对测定用样品的L截面，实施电解研磨或通过胶体二氧化硅进行的研磨。
表层附近容易生成较微细的晶粒，有时韧性良好。因此，将测定范围设定为L截面之中板厚t的中心附近即1/4t～3/4t的范围。
接着，通过以下的方法使用EBSP来测定晶体晶界长度。在上述测定范围之中100μm×100μm的范围，以0.2μm的测定步距（间距）来测定晶体取向。然后，将相邻的测定点处的取向差为1°以上且小于180°的界面视为晶界。将其中取向差为1°以上且小于15°的晶界作为亚晶界。
将全部晶体晶界的长度的总和作为“总晶体晶界长度L”来算出，将亚晶界的长度的总和作为“亚晶界长度La”来算出。然后，求出比La/L。
对于10个测定用样品，同样地求出比La/L，算出10个La/L的值的平均值。
当La/L小于0.20时，热轧钢板的韧性变为小于20J/cm2的低值，因此La/L需要为0.20以上。如上述的图1所示，存在亚晶界（sub-grain boundary）的比例越高则热轧钢板的韧性变得越高的倾向。因此，La/L优选为0.35以上。La/L的上限没有必要特别确定，当全部的晶界的取向差为1°以上且小于15°时，La/L=1。在本发明的发明者们的实验中没有得到0.80以上的La/L。
接着，对本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具有以下的工序。
（1）铸造具有上述组成的铁素体系不锈钢来制成钢坯。接着，以终轧温度为800℃～1000℃的条件对所述钢坯实施热轧，由此制成热轧钢板（轧制材料）的工序。
（2）热轧后，在超过650℃且800℃以下的卷取温度下将所述热轧钢板卷取成卷状的工序。
（3）使卷取成卷状的所述热轧钢板在卷取后1小时以内浸渍在水槽中，并且在水槽内保持1小时以上，接着取出，制成热轧钢板的工序。
以下，对本实施方式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，铸造具有上述钢组成的铁素体系不锈钢来制成钢坯，对该钢坯实施热轧来制成热轧钢板。接着，将实施过热轧（精轧）的热轧钢板通过水冷冷却至卷取温度，并且在卷取温度下卷取成卷状。在本实施方式中，热轧的终轧温度设定为800℃～1000℃，卷取温度设定为超过650℃且800℃以下。
当终轧温度小于800℃或者超过1000℃时，在卷取后生成取向差为1°以上且小于15°的晶体晶界变得非常困难。因此，将800℃和1000℃分别作为下限和上限。
而且，在本实施方式中，优选在热轧中不生成奥氏体相。在热轧时是否会生成奥氏体相是根据钢中的奥氏体生成元素的量、尤其是根据奥氏体生成能力大的C、N的量来决定的。本实施方式的热轧钢板的C、N的量都少，未确认到在热轧中生成了奥氏体相。
在卷取温度为650℃以下的情况下，取向差为1°以上且小于15°的晶体晶界的生成也变得困难。在卷取温度超过800℃的情况下，由于相反地在卷取时进行再结晶，取向差为15°以上且小于180°的晶体晶界的比例增加，因此韧性劣化。
接着，将卷取成卷状的热轧钢板浸渍在水槽中。这是为了抑制在卷取后的缓冷工序中生成使韧性劣化的析出物。此处，通过精轧后的水冷使热轧钢板的温度达到卷取温度并且接着使所述的析出物生成、粗大化这一过程较强依赖于卷取后的钢板的温度和时间。而且，在通常的条件下进行热轧并且在超过650℃且800℃以下的卷取温度下进行卷取的情况下，从热轧至达到卷取温度的时间为1分钟以内，其间的冷却速度为3℃/秒以上。在这样的冷却速度条件的情况下，从结束精轧至开始卷取的期间，不会生成会对韧性产生影响的析出物。
为了生成会使韧性劣化的析出物，在上述的卷取温度下保持的时间成为重要的因子。在本实施方式中，需要在卷取后1小时以内使热轧钢板浸渍在水槽中。当结束卷取至浸渍到水槽的时间超过1小时时，在从结束卷取至浸渍到水槽的期间会生成析出物，有时会由于该生成的析出物而使得韧性劣化。
另外，将热轧钢板浸渍在水槽中并且接着在水槽内保持的时间也是重要的项目。在本实施方式中，将热轧钢板在水槽内保持的浸渍时间优选为1小时以上。
在水槽内的热轧钢板的浸渍时间为小于1小时的短时间的情况下，冷却变得不充分，有时会由于其后的回流换热等而在热轧钢板中生成使韧性劣化的析出物。
根据以上说明过的本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板，能够通过上述成分以及晶体晶界的要件来控制对热轧钢板的韧性产生影响的金属组织，从而能够防止热轧钢板的冷裂纹。
另外，根据本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板，即便从热轧后的连续退火或者酸洗工序通过也不会产生冷裂纹。
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，因此能够使得制造成品率增加并且生产效率提高。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。另外，通过提高生产效率，能够抑制制造工序中的使用能量，因此能够对保护地球环境有贡献。
实施例
以下，通过实施例对本实施方式的效果进行说明，但本实施方式不限于以下的实施例中所使用的条件。
在本实施例中，首先，熔炼并铸造表1所示组成的各个钢，得到钢锭（钢坯）。
将该钢锭研削至90mm厚。以表2、3所示的终轧温度（FT）进行热轧，将钢锭轧制至板厚为5mm，制成热轧钢板。接着，一边通过放射温度计来监控轧制后的钢板温度，一边通过水冷而冷却至表2、3所示的卷取温度（CT）。另外，此时的冷却速度为约20℃/秒。
接着，将热轧钢板插入炉内的温度被控制为表2、3的卷取温度（CT）的炉之中，模拟卷取处理。其后，在经过表2、3的时间（t）后将热轧钢板浸渍在水槽中。接着，在水槽内，在表2、3所示的浸渍时间（tx）的期间保持，接着取出热轧钢板。
所得到的各热轧钢板全部为铁素体单相组织。
另外，与实施方式中所述的测定方法同样地操作，使用EBSP来算出晶体晶界特性（亚晶界长度La与总晶体晶界长度L之比La/L）。
依据JIS Z2202由热轧钢板采取亚尺寸（subsize）夏氏冲击试验片，将与轧制方向垂直的方向作为冲击方向，依据JIS Z2242实施金属材料的冲击试验。将试验温度设定为25℃，对冲击吸收能量进行了研究。
另外，根据所得到的结果，通过下述的方法来评价热轧钢板的冷裂纹性（韧性）。
在本实施例中，对于夏氏冲击值为小于20J/cm2的热轧钢板来说，在其后的工序即连续退火、酸洗工序中，产生了冷裂纹等，成品率降低。与此相对，对于夏氏冲击值为20J/cm2以上的热轧钢板来说，未产生这样的冷裂纹。因此，将夏氏冲击值小于20J/cm2的热轧钢板的冷裂纹性评价为“不良”，将夏氏冲击值为20J/cm2以上的热轧钢板的冷裂纹性评价为“良好”。在表2、3中，对夏氏冲击值小于20J/cm2的值标记下划线。
以上的制造条件以及评价结果示于表2、3。
此外，在表2、3中，FT表示热轧的终轧温度（℃），CT表示热轧钢板的卷取温度（℃）。t表示从结束卷取至开始水冷（开始浸渍）的时间（小时），tx表示开始水冷至结束水冷（开始浸渍至取出）的时间（小时）。
另外，在表1～3中，对本实施方式中所规定的范围外的数值标记下划线。
表1
钢 C Si Mn P S Cr Al N Nb Ti Mo Ni Cu Sn B
A 0.0011 0.15 0.12 0.023 0.001 22.1 0.010 0.0016 - - - - - - -
B 0.0029 0.43 0.31 0.033 0.003 10.9 0.004 0.0060 - 0.15 - - - - -
C 0.0035 0.10 1.50 0.014 0.005 19.0 0.003 0.0160 0.11 0.10 0.8 1.11 - - 0.0006
D 0.0110 1.22 0.75 0.029 0.006 24.3 0.077 0.0095 0.55 - - - - - 0.0024
E 0.0045 0.40 0.35 0.031 0.002 19.2 0.031 0.0119 0.21 0.15 2.10 - - - -
F 0.0080 0.21 1.02 0.025 0.001 17.0 0.030 0.0130 0.53 0.12 0.31 0.10 1.25 - 0.0008
G 0.0032 0.15 0.12 0.023 0.001 22.1 0.010 0.0016 0.22 0.06 0.81 - - - 0.0009
H 0.0124 0.51 0.13 0.028 0.002 19.2 0.025 0.0180 0.38 - - 0.29 0.44 - -
I 0.0034 0.12 0.24 0.017 0.007 14.5 0.074 0.0061 0.11 0.10 - - - 0.10 -
J 0.0058 0.52 0.46 0.025 0.001 13.9 0.031 0.0080 - 0.14 - - 1.17 - -
K 0.0081 0.95 0.22 0.022 0.002 27.1 0.006 0.0099 - 0.30 0.48 - - 0.34 0.0005
L 0.0115 0.25 0.33 0.028 0.001 32.5 0.007 0.0144 - 0.33 - - - - 0.0042
M 0.0045 0.45 0.22 0.033 0.003 21.4 1.85 0.0151 0.11 0.25 - - - - -
N 0.0028 0.08 0.11 0.020 0.001 14.3 0.033 0.0089 0.13 0.08 - - - 0.03 0.0005
O 0.0033 0.25 0.09 0.028 0.001 13.5 0.025 0.0091 - 0.07 - - - 0.03 -
表2
例 钢 FT（℃） CT（℃） t（小时） tx（小时） La/L 夏氏冲击值（J/cm2）
1 A 920 675 0.4 1.5 0.51 72 本发明例
2 A 780 660 0.4 3.5 0.16 15 比较例
3 A 880 500 0.7 2.4 0.02 9 比较例
4 B 820 710 0.3 2.2 0.46 82 本发明例
5 B 840 660 3.5 1.5 0.06 8 比较例
6 B 1050 750 0.3 0.1 0.08 11 比较例
7 C 850 760 0.5 11.0 0.34 65 本发明例
8 C 910 780 1.2 0.4 0.04 12 比较例
9 C 890 620 0.4 1.5 0.05 12 比较例
10 C 840 500 2.0 2.6 0.11 5 比较例
11 D 890 670 0.3 4.2 0.45 64 本发明例
12 D 925 600 0.5 0.3 0.02 14 比较例
13 E 900 730 0.4 1.4 0.39 43 本发明例
14 E 890 600 0.7 3.2 0.02 5 比较例
15 E 910 690 2.5 0.2 0.07 3 比较例
16 F 970 750 0.4 3.0 0.47 65 本发明例
17 F 960 840 0.9 5.0 0.04 10 比较例
18 F 1050 790 0.4 4.5 0.03 9 比较例
19 G 920 780 0.3 4.0 0.37 65 本发明例
20 G 890 670 0.8 5.0 0.52 72 本发明例
21 G 910 450 0.1 0.5 0.07 10 比较例
22 H 870 660 0.1 3.5 0.29 80 本发明例
23 H 1040 814 0.4 2.5 0.08 10 比较例
24 H 830 550 0.3 1.4 0.07 9 比较例
25 H 865 680 3.5 0.3 0.05 14 比较例
表3
例 钢 FT（℃） CT（℃） t（小时） tx（小时） La/L 夏氏冲击值（J/cm2）
26 I 900 355 0.5 3.0 0.07 11 比较例
27 I 910 685 0.3 5.0 0.45 72 本发明例
28 I 770 660 0.2 3.0 0.18 18 比较例
29 J 911 670 0.2 5.0 0.65 55 本发明例
30 J 890 740 0.3 3.0 0.44 67 本发明例
31 J 980 842 0.5 1.1 0.02 15 比较例
32 K 925 721 0.4 2.4 0.34 56 本发明例
33 K 830 560 3.5 7.5 0.04 17 比较例
34 K 924 678 0.6 0.2 0.14 6 比较例
35 L 820 731 0.4 4.5 0.11 5 比较例
36 L 900 445 0.3 10.5 0.05 4 比较例
37 L 860 695 0.4 4.3 0.09 3 比较例
38 M 895 660 0.3 2.5 0.49 71 本发明例
39 N 940 740 0.5 3.0 0.47 71 本发明例
40 N 900 500 0.5 3.0 0.04 7 比较例
41 N 1030 850 0.9 3.0 0.03 9 比较例
42 O 830 780 0.2 2.6 0.42 66 本发明例
43 O 950 700 2.0 2.2 0.06 8 比较例
44 O 950 480 0.1 1.5 0.03 8 比较例
如由表2、3可知那样，根据本实施方式的本发明例，能够得到夏氏冲击值为20J/cm2以上的冷裂纹性优异的铁素体系不锈钢热轧钢板即韧性良好的热轧钢板。
另一方面，对于本实施方式所规定的范围外的比较例来说，夏氏冲击值均低。由此，可知比较例的热轧钢板的冷裂纹性（韧性）降低。
由这些结果能够确认上述见解，并且能够支持对上述的各钢组成以及构成进行限定的根据。
产业上的可利用性
本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板具有20J/cm2以上的夏氏冲击值，冷裂纹性优异。因此，即便在热轧后实施连续退火或者酸洗工序也不会产生冷裂纹。因此，本实施方式的铁素体系不锈钢热轧钢板能够适宜地适用于使用铁素体系不锈钢的家电、建材、汽车部件等部件的制造工序。

Claims (4)

1.一种冷裂纹性优异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：0.0150%以下、Si：0.01%～2.00%、Mn：0.01%～2.00%、P：小于0.040%、S：0.010%以下、Cr：10.0%～30.0%、Al：0.001%～3.00%以及N：0.0200%以下，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质，
并且在板厚的1/4～3/4处的截面中取向差为1°以上且小于180°的总晶体晶界的长度L与取向差为1°以上且小于15°的亚晶界长度La满足La/L≥0.20的关系。
2.根据权利要求1所述的冷裂纹性优异的铁素体系不锈钢热轧钢板，其特征在于，其以质量%计还含有选自Nb：0.05%～0.70%以下、Ti：0.05%～0.30%以下、Mo：0.1%～2.5%、Ni：0.1%～1.5%、B：0.0001%～0.0025%、Cu：0.1%～2.0%以及Sn：0.03%～0.35%中的一种以上，
并且在含有Nb、Ti中的任一个或两个的情况下满足下述式（1），
Nb/93+Ti/48≥C/12+N/14   （1）
其中，式（1）中的元素符号是指该元素的以质量%为单位的含量。
3.根据权利要求1或2所述的冷裂纹性优异的铁素体系不锈钢热轧钢板，其特征在于，Al含量为超过0.10%且3.00%以下。
4.一种冷裂纹性优异的铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，其是制造权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧钢板的方法，其特征在于，其具有下述工序：
铸造具有权利要求1～3中任一项所述的钢组成的铁素体系不锈钢来制成钢坯，并且以终轧温度为800℃～1000℃的条件对所述钢坯实施热轧，由此制成热轧钢板的工序；
其后，在超过650℃且800℃以下将所述热轧钢板卷取成卷状的工序；和
使卷取成卷状的所述热轧钢板在卷取后1小时以内浸渍在水槽中，并且在水槽内保持1小时以上，接着取出的工序。
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