本发明涉及一种适合作为汽车的排气系统部件的凸缘用材料的铁素体系不锈钢板及其制造方法。
背景技术：
汽车的排气路径由排气歧管、消声器、催化剂、可挠性管、中心管以及前管等各种部件(以下，也称为排气系统部件)构成。
排气系统部件通常由被称为凸缘(法兰)的紧固部件连接。凸缘需要充分的刚性。由此，凸缘通常由厚壁(例如板厚：5.0mm以上)的钢板制造。
以往，连接排气系统部件的凸缘大多使用普通钢。然而，在连接称为egr(exhaustgasrecirculation，egr：排气再循环)系统的暴露于高温的排气中的部件的凸缘，要求高耐腐蚀性。
由此，研究了对于连接排气系统部件的凸缘，应用与普通钢相比具有高耐腐蚀性的不锈钢板，例如热膨胀率比较小且不易产生热应力的铁素体系不锈钢板。
作为这样的不锈钢板，例如专利文献1中公开了一种不锈钢板，其特征在于，“以质量％计，包含c：0.02％以下、n：0.02％以下、si：0.005～1.0％、ni：0.1～1.0％、mn：0.1～3.0％、p：0.04％以下、s：0.0100％以下、cr：10％以上且小于18％，并且包含ti：0.05～0.30％、nb：0.01～0.50％中的1种或2种，ti和nb的合计为8(c+n)～0.75％，剩余部分由fe及不可避免的杂质构成，γp为70％以上，并且铁素体粒径为20μm以下，马氏体生成量为70％以下，该不锈钢板的韧性(－40℃的夏比冲击值为50j/cm2以上)优异。此外，γp(％)使用下述(1)式进行评价。
γp＝420(％c)+470(％n)+23(％ni)+9(％cu)+7(％mn)
－11.5(％cr)－11.5(％si)－12(％mo)－23(％v)－47(％nb)－49(％ti)－52(％al)+189(1)
此外，(％x)表示各成分x的质量比例”。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2016－191150号公报。
技术实现要素：
然而，凸缘通常是对作为坯材的钢板(以下，也称为凸缘用钢板)实施基于压制等的冲裁加工而制造。因此，凸缘用钢板还要求优异的冲裁加工性。
然而，若对专利文献1的不锈钢板实施冲裁加工，则在冲裁端面的表面，与钢板表面平行方向上容易产生破裂。即，从冲裁加工性这一点来看，将专利文献1的铁素体系不锈钢板应用于厚壁的凸缘用钢板还存在问题。
本发明是为了解决上述的问题而开发的，目的在于提供一种冲裁加工性优异且耐腐蚀性优异的厚壁的铁素体系不锈钢板及其制造方法。
这里，“冲裁加工性优异”是指对钢板以间隙：12.5％，将10mmφ的孔进行冲裁加工后，以光学显微镜(倍率：200倍)观察冲裁端面的整周时，在冲裁端面不存在表面长度：1.0mm以上的破裂。
另外，“耐腐蚀性优异”是指将jish8502规定的盐水喷雾循环试验实施3循环时的生锈率为30％以下。
另外，发明人等为了解决上述的问题，详细研究了冲裁端面的破裂和金属组织的关系。
具体而言，制造板厚：5.2～12.9mm的各种厚壁的铁素体系不锈钢板，对所制造的钢板，以间隙：12.5％，将10mmφ的孔进行冲裁加工，然后详细研究了加工后的冲裁端面的破裂与金属组织的关系。
其结果发现，对于冲裁加工性，钢板的晶粒的粒径分布、具体而言粗大的晶粒的比率有很大的影响。
即，在冲裁加工时发生的破裂，容易沿着粗大的晶粒的晶界发展。因此，如果粗大的晶粒的比率增加，则例如即使钢板的金属组织整体的平均晶粒径小，在与钢板表面平行方向上，也容易产生冲裁端面的破裂。
尤其是粒径：45μm以上的晶粒的影响大，通过使这样的粒径：45μm以上的晶粒的面积率减少到20％以下，从而可得到优异的冲裁加工性。
另外，为了将粒径：45μm以上的晶粒(铁素体晶粒)的面积率减少到20％以下，重要的是：
·适当地调整成分组成，特别是适当地调整si、mn、cr和ni含量，并且，
·适当地控制制造条件，特别是将板坯加热温度设为1050℃～1250℃，并且对板坯实施热轧时，将t1～t2[℃]的温度区域下的累积压下率设为50％以上，并且将卷曲温度设为500℃以上。
由此，可得到即使设为厚壁的情况下也呈优异的冲裁加工性的铁素体系不锈钢板。
对于其理由，发明人如下认为。
即，在制造铁素体系不锈钢板时，通常在热轧中在铁素体相中几乎不产生动态再结晶和静态再结晶。因此，热轧时向铁素体相导入的加工变形容易恢复。由此，热轧时向铁素体相导入的加工变形随时恢复，在热轧后残存粗大的铁素体伸展粒。
另一方面，如果如上所述控制成分组成和制造条件，则在热轧中，在被轧制材料的金属组织中大量包含奥氏体相的状态下直接进行高压下率的轧制。奥氏体相与铁素体相不同，热轧时产生动态再结晶和/或静态再结晶。
即，通过在奥氏体相的动态再结晶和/或静态再结晶活跃地发生的t1～t2[℃]的温度区域内的轧制道次中，进行高压下率的轧制，从而奥氏体相本身的晶粒微细化。另外，在该温度区域中，被轧制材料的金属组织为铁素体相与奥氏体相这2相组织，由此，因奥氏体相的晶粒的微细化，成为热轧时的晶粒生长的障碍的铁素体相与奥氏体相的异相界面增加，在热轧后得到的钢板的金属组织整体微细化。
其结果最终制品的金属组织，在钢板的整个上微细化，具体而言对冲裁加工性带来负面影响的粒径：45μm以上的晶粒的面积率大幅度减少，得到优异的冲裁加工性。
这里，t1[℃]和t2[℃]分别由下述式(1)和(2)定义。
t1[℃]＝144ni+66mn+885…(1)
t2[℃]＝91ni+40mn+1083…(2)
此外，t1[℃]是指用于充分确保奥氏体相的最低温度，t2[℃]是指用于充分确保奥氏体相的最高温度。
另外，(1)式和(2)式的ni和mn分别是指ni含量(质量％)和mn含量(质量％)。
本发明是基于上述的情况，进一步研究而完成的。
即，本发明的要旨构成如下所述。
1.一种铁素体系不锈钢板，以质量％计具有如下的成分组成：包含c：0.001～0.020％、si：0.05～1.00％、mn：0.05～1.50％、p：0.04％以下、s：0.010％以下、al：0.001～0.300％、cr：10.0～13.0％、ni：0.65～1.50％、ti：0.15～0.35％和n：0.001～0.020％，剩余部分由fe及不可避免的杂质构成，
并且，粒径：45μm以上的晶粒的面积率为20％以下，并且板厚为5.0mm以上。
2.根据上述1所述的铁素体系不锈钢板，其中，上述成分组成以质量％计还包含cu：0.01～1.00％、mo：0.01～1.00％、w：0.01～0.20％以及co：0.01～0.20％中的1种或2种以上。
3.根据上述1或2所述的铁素体系不锈钢板，其中，上述成分组成以质量％计还包含v：0.01～0.20％、nb：0.01～0.10％和zr：0.01～0.20％中的1种或2种以上。
4.根据上述1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢板，其中，上述成分组成以质量％计还包含b：0.0002～0.0050％、rem：0.001～0.100％、mg：0.0005～0.0030％、ca：0.0003～0.0050％、sn：0.001～0.500％和sb：0.001～0.500％中的1种或2种以上。
5.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，是用于制造上述1～4中任一项所述的铁素体系不锈钢板的方法，
具有以下的(a)和(b)的工序、或以下的(a)、(b)和(c)的工序：
(a)将具有上述1～4中任一项所述的成分组成的板坯加热到1050℃～1250℃的温度区域的工序；
(b)对该板坯实施t1～t2[℃]的温度区域的累积压下率为50％以上，并且卷曲温度为500℃以上的热轧，从而形成热轧钢板的工序；以及
(c)对该热轧钢板，在600℃以上且小于800℃的温度区域下实施热轧板退火的工序。
这里，t1和t2分别由下式(1)和(2)式定义。
t1[℃]＝144ni+66mn+885…(1)
t2[℃]＝91ni+40mn+1083…(2)
此外，(1)式和(2)式的ni和mn分别为上述板坯的成分组成的ni含量(质量％)和mn含量(质量％)。
根据本发明，得到适合作为汽车的排气系统部件的凸缘用的材料的冲裁加工性优异且耐腐蚀性优异的厚壁的铁素体系不锈钢板。
具体实施方式
基于以下的实施方式，对本发明进行说明。
首先，对本发明的一实施方式所涉及的铁素体系不锈钢板的成分组成进行说明。应予说明，成分组成的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明，仅示为“％”。
c：0.001～0.020％
从加工性和耐腐蚀性的观点考虑，c含量优选少。特别是如果c含量超过0.020％，则加工性和耐腐蚀性大幅度降低。然而，如果将c含量减少到小于0.001％，则需要长时间的精炼，导致制造成本的上升和生产率的降低。
由此，c含量设为0.001％～0.020％。c含量优选为0.003％以上，更优选为0.004％以上。另外，c含量优选为0.015％以下，更优选为0.012％以下。
si：0.05～1.00％
si是作为制钢工序的脱氧元素有用的元素。其效果在si含量为0.05％以上时得到，si含量越多效果越好。然而，如果si含量超过1.00％，则热轧时难以充分存在奥氏体相。其结果最终制品的金属组织不会充分微细化，无法得到所希望的冲裁加工性。
由此，si含量设为0.05％～1.00％。si含量优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上。另外，si含量优选为0.60％以下，更优选为0.50％以下。进一步优选为0.40％以下。
mn：0.05～1.50％
mn有在使热轧时的奥氏体相的存在量增加而提高冲裁加工性的效果。其效果在mn含量为0.05％以上时得到。然而，在mn含量超过1.50％时，成为腐蚀起点的mns的析出被促进，耐腐蚀性降低。
由此，mn含量设为0.05％～1.50％。mn含量优选为0.20％以上，更优选为0.30％以上。另外，mn含量优选为1.20％以下，更优选为1.00％以下。
p：0.04％以下
p是钢中不可避免地包含的元素，是对耐腐蚀性和加工性有害的元素。因此，p优选尽可能地减少。特别是如果p含量超过0.04％，则由于固溶强化，加工性大幅度降低。
由此，p含量设为0.04％以下。p含量优选为0.03％以下。
此外，p含量的下限没有特别限定，过度的脱p导致成本的增加。由此，p含量的下限优选为0.005％。
s：0.010％以下
s与p相同地为钢中不可避免地包含的元素，是对耐腐蚀性和加工性有害的元素。因此，s优选尽可能地减少。特别是如果s含量超过0.010％，则耐腐蚀性大幅度地降低。
由此，s含量设为0.010％以下。s含量优选为0.008％以下，更优选为0.003％以下。
此外，对于s含量的下限，没有特别限定，过度的脱s导致成本的增加。由此，s含量的下限优选为0.0005％。
al：0.001～0.300％
al是作为脱氧剂有用的元素。该效果在al含量为0.001％以上时得到。然而，如果al含量超过0.300％，则难以在热轧时充分存在奥氏体相。其结果是最终制品的金属组织不会充分微细化，无法得到所希望的冲裁加工性。
由此，al含量设为0.001％～0.300％。al含量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。另外，al含量优选为0.100％以下，更优选为0.050％以下。
cr：10.0～13.0％
cr是用于确保耐腐蚀性的重要的元素。如果cr含量小于10.0％，则无法得到汽车的排气系统部件的凸缘所需要的耐腐蚀性。另一方面，如果cr含量超过13.0％，则难以在热轧时充分存在奥氏体相。其结果是无法使最终制品的金属组织充分微细化，得不到所希望的冲裁加工性。
由此，cr含量设为10.0％～13.0％。cr含量优选为10.5％以上。进一步优选为11.0％以上。另外，cr含量优选为12.5％以下，更优选为12.0％以下。
ni：0.65～1.50％
ni是奥氏体生成元素，有使热轧时的奥氏体相的生成量增加，使最终制品的金属组织微细，提高冲裁加工性的效果。该效果通过使ni含量为0.65％以上而得到。然而，如果ni含量超过1.50％，则基于铁素体晶粒的微细化的冲裁加工性的改善效果饱和。另外，通过固溶强化，钢板过度地硬质化，加工性降低。并且可能容易产生应力腐蚀破裂。
由此，ni含量设为0.65％～1.50％。ni含量优选为0.70％以上，更优选为0.75％以上。另外，ni含量优选为1.20％以下，更优选为1.00％以下。
ti：0.15～0.35％
ti具有与c和n优先地结合而抑制由cr碳氮化合物的析出引起的锐敏化所导致的耐腐蚀性降低的效果。该效果在ti含量为0.15％以上时得到。另一方面，如果ti含量超过0.35％，则产生由粗大的tin的生成所引起的韧性的降低，无法得到所希望的冲裁加工性。
由此，ti含量设为0.15％～0.35％。ti含量优选为0.20％以上。另外，ti含量优选为0.30％以下。
n：0.001～0.020％
从加工性和耐腐蚀性的观点考虑，优选n含量少。特别是如果n含量超过0.020％，则加工性和耐腐蚀性大幅度降低。然而，为了将n含量减少到小于0.001％，则需要长时间的精炼，导致制造成本的上升和生产率的降低。
由此，n含量设为0.001％～0.020％。n含量优选为0.003％以上，更优选为0.004％以上。另外，n含量优选为0.015％以下，更优选为0.012％以下。
以上，对基本成分进行了说明，但在上述的基本成分的基础上，还可以适当地包含cu：0.01～1.00％、mo：0.01～1.00％、w：0.01～0.20％和co：0.01～0.20％的1种或2种以上、v：0.01～0.20％，nb：0.01～0.10％及zr：0.01～0.20％的1种或2种以上、以及b：0.0002～0.0050％，rem：0.001～0.100％，mg：0.0005～0.0030％、ca：0.0003～0.0050％、sn：0.001～0.500％以及sb：0.001～0.500％中的1种或2种以上。
cu：0.01～1.00％
cu是提高水溶液中的耐腐蚀性、附着有弱酸性的水滴的情况下的耐腐蚀性有效的元素。另外，cu有增加热轧时的奥氏体相的存在量的效果。这些效果在cu含量为0.01％以上时得到，cu含量越多效果越好。然而，如果cu含量超过1.00％，则存在热加工性降低而产生表面缺陷的情况。另外，存在退火后的脱氧化皮困难的情况。
由此，在包含cu的情况下，cu含量设为0.01％～1.00％。cu含量优选为0.10％以上。另外，cu含量优选为0.50％。
mo：0.01～1.00％
mo是提高不锈钢的耐腐蚀性的元素。该效果在mo含量为0.01％以上时得到，mo含量越多效果越好。另一方面，如果mo含量超过1.00％，则热轧时的奥氏体相的存在量减少，存在无法获得充分的冲裁加工性的情况。
由此，在包含mo的情况下，mo含量设为0.01％～1.00％。mo含量优选为0.10％以上，更优选为0.30％以上。另外，mo含量优选为0.80％以下，更优选为0.50％以下。
w：0.01～0.20％
w是提高高温下的强度的效果。该效果在w含量为0.01％以上时得到。另一方面，如果w含量超过0.20％，则高温下的强度过度上升，存在导致利用轧制载荷的增大等引起的热轧性降低的情况。
由此，在包含w的情况下，w含量设为0.01％～0.20％。w含量优选为0.05％以上。另外，w含量更优选为0.15％以下。
co：0.01～0.20％
co具有提高高温下的强度的效果。该效果在co含量为0.01％以上时得到。另一方面，如果co含量超过0.20％，则高温下的强度过度上升，存在导致由轧制载荷的增大等的热轧性降低的情况。
由此，在包含co的情况下，co含量设为0.01％～0.20％。
v：0.01～0.20％
v形成c、n和碳氮化合物，抑制焊接时的锐敏化，提高焊接部的耐腐蚀性。该效果在v含量为0.01％以上时得到。另一方面，如果v含量超过0.20％，则存在加工性大幅度降低的情况。
由此，在包含v的情况下，v含量设为0.01％～0.20％。v含量优选为0.02％以上。另外，v含量优选为0.10％以下。
nb：0.01～0.10％
nb具有使晶粒微细化的效果。该效果在nb含量为0.01％以上得到。另一方面，nb是使再结晶温度上升的元素。由此，如果nb含量超过0.10％，则在热轧板退火时为了产生充分的再结晶所需要的退火温度变得过度高。其结果是有可能在最终制品中无法得到所希望的微细的金属组织。
由此，在含有nb的情况下，nb含量设为0.01％～0.10％。nb含量优选为0.05％以下。
zr：0.01～0.20％
zr具有与c和n结合并抑制锐敏化的效果。该效果在zr含量为0.01％以上时得到。另一方面，在zr含量超过0.20％时，存在加工性大幅度降低的情况。
由此，在含有zr的情况下，zr含量设为0.01％～0.20％。zr含量优选为0.10％以下。
b：0.0002～0.0050％
b是用于改善拉深成型后的耐二次加工脆性有效的元素。该效果在b含量为0.0002％以上时得到。另一方面，如果b含量超过0.0050％，则存在加工性降低的情况。
由此，在包含b的情况下，b含量设为0.0002％～0.0050％。b含量优选为0.0030％以下。
rem：0.001～0.100％
rem(rareearthmetals：稀土类金属)具有提高耐氧化性的效果，抑制焊接部的氧化皮膜(焊接氧化色)形成，抑制氧化皮膜正下方的缺乏cr区域的形成。该效果在rem含量为0.001％以上时得到。另一方面，如果rem含量超过0.100％，则存在热轧性降低的情况。
由此，在包含rem的情况下，rem含量设为0.001％～0.100％。rem含量优选为0.050％以下。
mg：0.0005～0.0030％
在包含ti的不锈钢中，存在生成粗大的ti碳氮化合物，韧性降低的情况。mg具有抑制粗大的ti碳氮化合物的生成的效果。该效果在mg含量为0.0005％以上时得到。另一方面，如果mg含量超过0.0030％，则存在使钢的表面性状恶化的情况。
由此，在包含mg的情况下，mg含量设为0.0005％～0.0030％。mg含量优选为0.0010％以上。另外，mg含量优选为0.0020％以下。
ca：0.0003～0.0050％
ca是防止由连续铸造时容易产生的ti系夹杂物的晶析出所导致的喷嘴的闭塞有效的元素。其效果在ca含量为0.0003％以上时得到。另一方面，如果ca含量超过0.0050％，则存在因cas的生成，耐腐蚀性降低的情况。
由此，在包含ca的情况下，ca含量设为0.0003％～0.0050％。ca含量优选为0.0004％以上，更优选为0.0005％以上。另外，ca含量优选为0.0040％以下，更优选为0.0030％以下。
sn：0.001～0.500％
sn具有提高高温下的强度和耐腐蚀性的效果。这些效果在sn含量为0.001％以上时得到。另一方面，如果sn含量超过0.500％，则存在热加工性降低的情况。
由此，在包含sn的情况下，sn含量设为0.001％～0.500％。
sb：0.001～0.500％
sb具有在晶界偏析，使在高温下的强度上升的效果。其效果在sb含量为0.001％以上时得到。另一方面，如果sb含量超过0.500％时，则存在产生焊接部破裂的情况。
由此，在包含sb的情况下，sb含量设为0.001％～0.500％。
此外，上述以外的成分是fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可举出o(氧)，o含量为0.01％以下时可允许。
接下来，对本发明的一实施方式所涉及的铁素体系不锈钢板的金属组织进行说明。
本发明的一实施方式所涉及的铁素体系不锈钢板的金属组织具有体积率为97％以上的铁素体相。铁素体相的体积率为100％，即也可以为铁素体单相。
此外，铁素体相以外的剩余部分组织的体积率为3％以下，作为这样的剩余部分组织，例如可举出马氏体相。此外，析出物和夹杂物不包含在金属组织的体积率中(不作为金属组织的体积率计算)。
这里，对于铁素体相的体积率而言，由不锈钢板制成截面观察用的样品，由苦味酸饱和盐酸溶液实施蚀刻处理，由此对于10个视野，以倍率100倍利用光学显微镜进行观察。接着，根据组织形状区别马氏体相和铁素体相后，利用图像处理求出铁素体相的体积率，通过计算其平均值而求得。
另外，剩余部分组织的体积率通过从100％中减去铁素体相的体积率而求出。
而且，在本发明的一实施方式所涉及的铁素体系不锈钢板中，重要的是如上所述实质上在形成为铁素体单相的组织的基础上，将粒径：45μm以上的晶粒的面积率减少为20％以下。
粒径：45μm以上的晶粒的面积率：20％以下
如上所述，冲裁加工时产生的破裂容易沿着粗大的晶粒发展。因此，如果粗大的晶粒的比率增加，则例如即使钢板整体所包含的晶粒的平均粒径小，也容易产生冲裁端面的破裂。
特别是如果粒径：45μm以上的粗大的铁素体晶粒的面积率超过20％，则冲裁加工性大幅度地降低。
由此，粒径：45μm以上的晶粒的面积率为20％以下。优选为15％以下。此外，下限没有特别限定，也可以为0％。
此外，以粒径：45μm以上的晶粒作为对象的原因是因粒径：45μm以上的晶粒对冲裁加工性的影响特别大。另外，粒径：45μm以上的晶粒均为铁素体晶粒。
另外，粒径：45μm以上的晶粒的面积率如下求出。
即，对于与钢板的轧制方向平行的截面(l截面)的板厚1/4位置的(以板厚1/4位置作为板厚方向的中心)利用轧制方向：400μm×板厚方向：800μm的区域，ebsd(electronbackscatteringdiffraction)法进行结晶方位学的解析。而且，将结晶方位差：15°以上的边界定义为结晶晶界，分别计算各晶粒的面积，根据该面积，分别计算各晶粒的圆相当直径(晶粒的面积利用[晶粒的面积]＝π×([晶粒的圆相当直径]/2)2表示。)。
如此将得到的圆相当直径作为各晶粒的粒径，确定粒径：45μm以上的晶粒，根据以下的式，求出粒径：45μm以上的晶粒的面积率。
[粒径为45μm以上的晶粒的面积率(％)]＝([粒径为45μm以上的晶粒的总面积]÷[测定区域的面积])×100
板厚：5.0mm以上
铁素体系不锈钢板的板厚为5.0mm以上。优选为7.0mm以上。
其中，如果板厚过度大，则热轧时向板厚中央部赋予的轧制加工变形量减少。由此，即使在规定的条件下进行热轧，则在板厚中央部残存粗大粒，存在在最终制品中无法得到所希望的金属组织的情况。由此，铁素体系不锈钢板的板厚优选为15.0mm以下。更优选为13.0mm以下。
接下来，对本发明的一实施方式所涉及的铁素体系不锈钢板的制造方法进行说明。
首先，利用基于转炉、电炉和真空溶解炉等公知的方法对由上述的成分组成构成的熔钢进行熔制，利用连续铸造法或铸造－开坯法，形成钢材料(以下也称为板坯)。
板坯加热温度：1050～1250℃
接着，将得到的板坯加热到1050～1250℃，并供给于热轧。
这里，如果板坯加热温度小于1050℃，则无法在板坯的金属组织中充分地生成奥氏体相，其后的热轧的t1～t2[℃]的温度区域内的轧制道次中，无法充分存在奥氏体相。由此，即使按照规定的条件进行热轧，也得不到在最终制品中所希望的金属组织。
另一方面，如果板坯加热温度超过1250℃，则板坯的金属组织成为以δ－铁素体相作为主体的组织，在其后的热轧的t1～t2[℃]的温度区域内的轧制道次中，无法充分地生成奥氏体相。由此，即使按照规定的条件进行热轧，也无法在最终制品中得到所希望的金属组织。
由此，板坯加热温度设为1050℃～1250℃。
此外，加热时间优选设为1～24小时。另外，对板坯实施热轧时，在铸造后的板坯处于1050℃以上且1250℃的温度区域的情况下，可以直接将板坯供于轧制。
t1～t2[℃]的温度区域的累积压下率：50％以上
重要的是热轧中，在被轧制材料的金属组织中大量包含奥氏体相的状态下直接进行高压下率的轧制，在奥氏体相产生动态再结晶和/或静态再结晶。由此，将t1～t2[℃]的温度区域下的累积压下率设为50％以上。
即，通过在被轧制材料的金属组织中以大量包含奥氏体相的状态下直接进行高压下率的轧制，产生动态再结晶和/或静态再结晶。其结果，最终制品的金属组织被微细化，得到优异的冲裁加工性。
这里，小于t1[℃]时，奥氏体相不充分存在。
因此，小于t1[℃]的轧制对最终制品的金属组织的微细化的帮助小。另一方面，在超过t2[℃]的温度区域下进行轧制的情况下，奥氏体相也不充分存在。
由此，在该温度区域的轧制下，对最终制品的金属组织的微细化的帮助小。由此，极其重要的是提高t1～t2[℃]的温度区域的累积压下率。
另外，如果t1～t2[℃]的温度区域下的累积压下率小于50％，则由奥氏体相的动态再结晶和/或静态再结晶带来的微细化效果小，换言之无法使最终制品的金属组织充分微细化。
由此，t1～t2[℃]的温度区域下的累积压下率为50％以上。优选为60％以上，更优选为65％以上。上限没有特别限定，如果过度增加该温度区域的累积压下率，则轧制负荷上升，制造性降低。另外，可能在轧制后，产生表面粗糙度。由此，t1～t2的温度区域下的累积压下率优选为75％以下。
此外，t1～t2的温度区域的累积压下率由下式定义。
[t1～t2的温度区域的累积压下率(％)]＝[成为轧制开始温度在t1～t2的范围内的轧制道次的合计的板厚减少量(mm)]/[轧制开始温度成为t1～t2的范围内的最初的轧制道次开始时的板厚(mm)]×100
另外，t1和t2分别由下式(1)和(2)式定义。
t1[℃]＝144ni+66mn+885…(1)
t2[℃]＝91ni+40mn+1083…(2)
此外，(1)式和(2)式的ni和mn分别为上述板坯的成分组成的ni含量(质量％)和mn含量(质量％)。
卷曲温度：500℃以上
如果卷曲温度小于500℃，则奥氏体相向马氏体相变态，最终制品的金属组织成为铁素体相和马氏体的二相组织。其结果是冲裁加工性劣化。由此，卷曲温度设为500℃以上。此外，卷曲温度的上限没有特别限定，优选为800℃以下。
此外，热轧的轧制道次数(总道次数)通常为10～14道次程度。
另外，热轧的总压下率通常超过90％。
并且热轧的轧制结束温度(最终道次的轧制结束温度)没有特别限定，如果过度地低温化，则有可能导致表面痕迹的生成的情况，优选为750℃以上。
对由上述的热轧得到的热轧钢板任意地实施热轧板退火。其中，在进行热轧板退火的情况下，需要将热轧板退火温度设为600℃以上且小于800℃。
热轧板退火温度：600℃以上且小于800℃
从使热轧时残存的轧制加工组织充分再结晶的观点考虑，热轧板退火温度优选为600℃以上。但是，如果热轧板退火温度为800℃以上，则再晶粒粗大化，在最终制品中无法得到所希望的金属组织。
由此，热轧板退火温度设为600℃以上且小于800℃的范围。优选为600℃～750℃的范围。
应予说明，热轧板退火的退火时间没有特别限定，优选为1分钟～20小时。
可以如上述那样在得到的热轧钢板(还包含热轧退火钢板)中，进行基于喷砂、酸洗进行的脱氧化皮处理。另外，为了提高表面性状，也可以实施研削、研磨等。其后，还可以进行冷轧和冷轧板退火。
此外，这些条件没有特别限定，可以按照常用方法进行。
实施例
以下，对基于本发明的实施方式的实施例进行说明。
使用成为表1所示的成分组成(剩余部分为fe及不可避免的杂质)的钢，利用真空溶解炉制造100kg的钢坯，利用切削加工由该钢块制成厚度：200mm的板坯。接着，在表2所示的条件下对该板坯加热1小时，接着，在表2的条件下进行由11道次构成的热轧，得到热轧钢板。
此外，第4道次之后，由于任一情况下成为比t1[℃]低的温度，由此对于第4道次之后的轧制开始温度和该道次的结束板厚省略其记载。另外，板厚在钢板的中心位置(在钢板的轧制方向的中心，并且成为宽度方向的中心的位置)，利用微型量规测定。并且，卷曲在表2所记载的卷曲温度下保持1小时后通过进行炉冷进行模擬。此外，在保持卷曲温度之前，以能够向炉内插入的大小的方式进行热剪切。
并且，一部分的热轧钢板在表2所示的条件下进一步实施热轧板退火。此外，热轧板退火的保持时间(退火时间)均为8小时，保持后进行炉冷。
对于如此得到的钢板，利用上述方法，进行金属组织的鉴定。其结果，no.30以外的钢板的金属组织以体积率计具有97％以上的铁素体相。另外，no.30的钢板的金属组织为由体积率计为62％的铁素体相和体积率为38％的马氏体相构成的二相组织。
接着，利用上述方法，求出粒径：45μm以上的晶粒的面积率。将结果一并标注于表2。
并且，如下所示，进行(1)冲裁加工性的评价和(2)耐腐蚀性的评价。将这些评价结果一并标注于表2。
(1)冲裁加工性的评价
从得到的钢板的板宽度中央部，采取(以该钢板的板宽度中心位置成为试验片的宽度方向的中心位置的方式)50mm×50mm的试验片，对该试验片以间隙：12.5％进行10mmφ孔的冲裁加工。
具体而言，以在试验片中央部形成有10mmφ(公差±0.1mm)的孔的方式，根据设置有具有直径10mm的冲孔用圆柱刀的上模具(冲具)、和具有直径10mm以上的孔的下模具(模)的曲柄冲压机，对试验片进行冲裁加工。将这样的试验片针对钢板制成5片。这里，冲裁加工以上模具和下模具的间隙成为12.5％的方式使下模具侧的孔的直径与试验片板厚匹配地选定而进行。此外，使用间隙：c[％]下模具(模)的孔的直径(内径)：dd[mm]，上模具(冲具)的直径：dp[mm]以及试验片的板厚t：[mm]，由下式(3)的关系表示。
c＝(dd－dp)÷(2×t)×100…(3)
接着，以通过冲裁的孔的中心的方式，相对于轧制方向，在45°方向和135°方向上切断试验片，将试验片分割成4份。
而且，将分割成4份的试验片的冲裁端面遍及整周上，利用光学显微镜(倍率：200倍)进行观察，将在全部5片的试验片的冲裁端面中没有确认到表面长度：1.0mm以上的破裂的情况设为合格(○)，即使1片，也将在冲裁端面中确认到表面长度：1.0mm以上的破裂的情况评价为不合格(×)。
(2)耐腐蚀性的评价
从得到的钢板采取60×80mm的试验片，利用#600砂纸精研磨表面后，对端面部和背面进行密封，将该试验片供于jish8502所规定的盐水喷雾循环试验。
这里，对于盐水喷雾循环试验而言，将盐水喷雾(5质量％nacl水溶液，35℃，喷雾2时间)→干燥(60℃，4小时，相对湿度40％)→湿润(50℃，2小时，相对湿度≥95％)作为1个循环，进行3个循环。
对盐水喷雾循环试验实施3循环后，拍摄试验片的表面，利用图像解析测定试验片的表面的发锈面积。
而且，计算与测定对象区域的面积对应的该测定的发锈面积的比率(＝([被测定的发锈面积]/[测定对象区域的面积])×100[％])，将其作为生锈率，按照以下的基准评价耐腐蚀性。
◎(合格，特别优异)：生锈率为10％以下
○(合格，优异)：生锈率超过10％且30％以下
×(不合格)：生锈率超过30％
此外，测定对象区域是指除了试验片表面的外圆周15mm的部分的区域。另外，发锈面积是发锈部分和流动锈部分的合计的面积。
表3
下划线表示适合范围外
如表1～3所示，发明例中冲裁加工性均优异，并且得到耐腐蚀性优异的、板厚：5.0mm以上的铁素体系不锈钢板。
另一方面，作为比较例的no.25中，使用cr含量小于适合范围的钢b1，由此得不到所希望的耐腐蚀性。
no.26中，由于使用ni含量小于适合范围的钢b2，由此粒径：45μm以上的晶粒的面积率超过20％，得不到所希望的冲裁加工性。
no.27中，由于使用cr含量超过适合范围的钢b3，由此粒径：45μm以上的晶粒的面积率超过20％，无法得到所希望的冲裁加工性。
no.28中，由于t1～t2[℃]的温度区域下的累积压下率小于适合范围，由此粒径：45μm以上的晶粒的面积率超过20％，无法得到所希望的冲裁加工性。
no.29中，由于热轧板退火温度超过适合范围，由此粒径：45μm以上的晶粒的面积率超过20％，得不到所希望的冲裁加工性。
no.30中，由于热轧的卷曲温度小于适合范围，由此马氏体相大量生成，得不到所希望的冲裁加工性。
no.31中，由于使用si含量超过适合范围的钢b4，由此粒径：45μm以上的晶粒的面积率超过20％，得不到所希望的冲裁加工性。
no.32中，由于使用mn含量超过适合范围的钢b5，由此成为腐蚀起点的mns过度析出，其结果得不到规定的耐腐蚀性。
工业上的可利用性
本发明的铁素体系不锈钢板特别适合应用于要求厚壁且高冲裁加工性和耐腐蚀性的用途，例如汽车的排气系统部件的凸缘等。