本发明涉及一种含nb铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法、和含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板及其制造方法。特别是，本发明涉及一种用于制造排气管法兰零件及排气管零件的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法、和含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板及其制造方法。
背景技术：
由于对排气管法兰零件及排气管零件要求耐腐蚀性、耐热性及强度等特性，因此，这样的特性优异的不锈钢板被用作坯料。在此，排气管零件是指能够在内部供废气流通的零件，特别是指汽车中的排气岐管、前管、中心管、催化转换器外筒等零件。此外，排气管法兰零件是指构成法兰部的零件，所述法兰部焊接接合于排气管零件的端部并承担该排气管零件与其他零件的紧固功能。
以往，作为不锈钢板，通常使用制造性良好的奥氏体系不锈钢板，但正在推进向在热膨胀系数及成本方面有利的铁素体系不锈钢板的置换。作为这样的铁素体系不锈钢板，可列举出含nb铁素体系不锈钢板。
排气管法兰零件通过对热轧钢板进行冷锻来制造。此外，排气管法兰零件具有与排气管零件的端部对应的孔、螺栓紧固用的孔，通常还被实施切削加工。因此，对用于排气管法兰零件的制造的热轧钢板要求加工性。
此外，排气管零件通常通过对冷轧钢板进行压力加工或在对冷轧钢板进行管道加工(pipeprocessing)后进行各种加工来制造。因此，对用于排气管零件的制造的冷轧钢板也要求加工性。特别是，伴随着近年来的排气管零件(特别是排气岐管)的小型化，期望冷轧钢板的加工性的进一步提高。冷轧钢板的加工性可以以兰克福特(lankford)值(以下，称作“r值”。)为指标来表示，为了提高r值，增大冷轧压下率是有效的。
然而，含nb铁素体系不锈钢板在热轧时生成laves相(以fe2nb为主体的金属间化合物)而容易引起韧性降低。此外，本来铁素体系不锈钢板就容易发生475℃脆化。因此，当制造厚规格(5mm～10mm)的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板并对其进行冷轧时，容易产生裂纹，难以增大冷轧压下率。
作为提高含nb铁素体系不锈钢热轧钢板的韧性的方法，例如专利文献1中提出了通过将c及n的合计量控制在特定的范围来抑制laves相的生成的方法。
此外，作为提高含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板的加工性的方法，例如专利文献2中提出了对精热轧开始温度、结束温度及热轧板退火温度等进行控制的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平10-237602号公报
专利文献2：日本特开2002-30346号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
然而，在专利文献1的方法中，以板厚为4.5mm左右的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板为对象，无法对厚规格的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板充分抑制laves相的生成。
此外，即使使用专利文献2的方法，也存在无法充分确保含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板的加工性的问题。
本发明是为了解决上述问题而完成的，其目的在于，提供一种韧性及加工性优异的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法。
此外，本发明的目的在于，提供一种加工性优异的含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方案
本发明人为了解决上述问题而持续进行深入研究，结果发现如下事实，从而完成本发明：在对具有特定组成的不锈钢板坯进行热轧时，以1100℃～1000℃的温度保持60秒以上并且将精热轧温度设为850℃以上，在热轧后以550℃以下的卷取温度进行卷取，由此，能够将nb碳氮化物及laves相的量控制在适当范围，其结果为含nb铁素体系不锈钢热轧钢板的韧性得以提高。
此外，本发明人等发现如下事实，从而完成本发明：在对该含nb铁素体系不锈钢热轧钢板进行退火后，以70％以上的压下率进行冷轧并退火，由此，能够将r值提高至1.2以上，其结果为含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板的加工性得以提高。
即，本发明为一种含nb铁素体系不锈钢热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：含有c：0.030质量％以下、si：2.00质量％以下、mn：2.00质量％以下、p：0.050质量％以下、s：0.040质量％以下、cr：10.00质量％～25.00质量％、n：0.030质量％以下、nb：0.01质量％～0.80质量％，剩余部分由fe及不可避免的杂质构成，所述含nb铁素体系不锈钢热轧钢板的nb碳氮化物的析出量为0.2质量％以上，且粒径0.1μm以下的laves相在每10μm2的面积为10个以下。
此外，本发明为一种含nb铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法，其特征在于，在对不锈钢板坯进行热轧时，以1000℃～1100℃的温度保持60秒以上并且将精热轧温度设为850℃以上，在热轧后以550℃以下的卷取温度进行卷取，其中，所述不锈钢板坯具有如下组成：含有c：0.030质量％以下、si：2.00质量％以下、mn：2.00质量％以下、p：0.050质量％以下、s：0.040质量％以下、cr：10.00质量％～25.00质量％、n：0.030质量％以下、nb：0.01质量％～0.80质量％，剩余部分由fe及不可避免的杂质构成。
此外，本发明为一种含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特征在于，具有如下组成：含有c：0.030质量％以下、si：2.00质量％以下、mn：2.00质量％以下、p：0.050质量％以下、s：0.040质量％以下、cr：10.00质量％～25.00质量％、n：0.030质量％以下、nb：0.01质量％～0.80质量％，剩余部分由fe及不可避免的杂质构成，所述含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板的nb碳氮化物的析出量为0.2质量％以上，粒径0.1μm以下的laves相在每10μm2的面积为10个以下，且r值为1.2以上。
而且，本发明为一种含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对上述的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板进行退火后，以70％以上的压下率进行冷轧并退火。
发明效果
根据本发明，能够提供一种韧性及加工性优异的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法。
此外，根据本发明，能够提供一种加工性优异的含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板及其制造方法。
具体实施方式
＜含nb铁素体系不锈钢热轧钢板＞
本发明的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板(以下，有时简称为“热轧钢板”。)具有如下组成：含有c、si、mn、p、s、cr、n、nb，剩余部分由fe及不可避免的杂质构成。此外，本发明的热轧钢板也可以具有如下组成：还含有ni、mo、cu、co、al、w、v、ti、zr、b、稀土元素、ca中的一种以上。
以下，对本发明的热轧钢板进行详细说明。
＜c：0.030质量％以下＞
c成为使钢硬质化而使热轧钢板的韧性降低的主要原因。因此，c的含量限制为0.030质量％以下。但是，无需极度降低c的含量，通常设为0.001质量％～0.030质量％，优选设为0.003质量％～0.025质量％，更优选设为0.005质量％～0.020质量％的c含量即可。
＜si：2.00质量％以下、mn：2.00质量％以下＞
si及mn作为脱氧剂是有效的，除此以外，还具有提高耐高温氧化性的作用。特别是，在重视耐高温氧化性的情况下，确保si为0.05质量％以上的含量、mn也为0.05质量％以上的含量是有效的。但是，当大量含有这些元素时，会成为导致钢的脆化的主要原因。各种研究的结果为，si及mn均限制为2.00质量％以下的含量。si及mn的含量也可以均管理为1.00质量％以下或0.50质量％以下。此外，si及mn的含量的下限并不特别限定，但通常为0.05质量％，优选为0.1质量％，更优选为0.15质量％。
＜p：0.050质量％以下、s：0.040质量％以下＞
当大量含有p及s时，可能会成为耐腐蚀性降低等的主要原因。因此，p的含量限制为0.050质量％以下，s的含量限制为0.040质量％以下。通常，p的含量设为0.010质量％～0.050质量％，s的含量设为0.0005质量％～0.040质量％的范围即可。此外，p的优选含量为0.020质量％～0.040质量％，s的优选含量为0.001质量％～0.010质量％。特别是，在重视耐腐蚀性的情况下，将s的含量限制为0.005质量％以下是有效的。
＜cr：10.00质量％～25.00质量％＞
cr是为了确保作为不锈钢的耐腐蚀性的重要元素，并且对耐高温氧化性的提高也是有效的。为了发挥这些作用，需要10.00质量％以上的cr含量。cr的含量优选设为13.50质量％以上，更优选设为17.00质量％以上，这在发挥上述作用的方面是有效的。另一方面，当大量含有cr时，因钢的硬质化及韧性降低而使厚规格热轧钢板的制造变难。各种研究的结果为，cr的含量限制为25.00质量％以下，优选限制为22.00质量％以下，更优选限制为20.00质量％以下。
＜n：0.030质量％以下＞
n成为使韧性降低的主要原因。因此，n的含量限制为0.030质量％以下。但是，无需极度降低n的含量，通常设为0.001质量％～0.030质量％，优选设为0.005质量％～0.025质量％的n含量即可。
＜nb：0.01质量％～0.80质量％＞
nb是通过固定c及n来抑制cr碳氮化物(碳化物/氮化物)的晶界偏析，并在较高地维持钢的耐腐蚀性及耐高温氧化性方面极其有效的元素。因此，需要将nb的含量设为0.01质量％以上。nb的含量设为0.05质量％以上是有效的，设为0.20质量％以上是更有效的。但是，当nb的含量过高时，会促进热轧钢板的韧性降低，因此不优选。各种研究的结果为，nb的含量限制为0.80质量％以下，优选限制为0.60质量％以下。
＜ni：2.00质量％以下＞
ni具有抑制腐蚀加剧的作用，可以根据需要进行添加。在该情况下，确保0.01质量％以上的ni含量是有效的。但是，当含有大量的ni时，有时会对加工性带来不良影响，因此，在添加ni的情况下，需要在2.00质量％以下、优选在1.00质量％以下的范围来进行。
＜mo：2.50质量％以下＞
mo是对耐腐蚀性的提高有效的元素，可以根据需要进行添加。在该情况下，确保0.02质量％以上的mo含量是有效的，设为0.50质量％以上是更有效的。但是，当含有大量的mo时，会对韧性带来不良影响，因此，在添加mo的情况下，需要在2.50质量％以下、优选在1.50质量％以下的范围来进行。
＜cu：1.80质量％以下＞
cu是对低温韧性的提高有效并且对高温强度的提高也有效的元素。因此，可以根据需要添加cu。在该情况下，确保0.02质量％以上的cu含量是有效的。但是，当大量添加cu时，加工性反而会降低。在添加cu的情况下，需要在1.80质量％以下、优选在0.80质量％以下的范围来进行。
＜co：0.50质量％以下＞
co是有助于低温韧性的元素，可以根据需要进行添加。在该情况下，确保0.010质量％以上的co含量是有效的。但是，过度添加co会成为延性(ductility)降低的主要原因，因此，在添加co的情况下，需要在0.50质量％以下的范围来进行。
＜al：0.50质量％以下＞
al是作为脱氧剂有效的元素，可以根据需要进行添加。在该情况下，设为0.005质量％以上的al含量是有效的。但是，当含有大量的al时，会成为韧性降低的主要原因。因此，在含有al的情况下，al含量限制为0.50质量％以下，优选限制为0.20质量％以下。
＜w：1.80质量％以下、v：0.30质量％以下＞
w及v是对高温强度的提高有效的元素，可以根据需要添加它们中的一种以上。在该情况下，确保w为0.10质量％以上的含量，v也为0.10质量％以上的含量是有效的。但是，当大量添加这些元素时，钢会变为硬质，而成为在冷轧时导致裂纹的主要原因。在添加w的情况下，需要在1.80质量％以下、优选在0.50质量％以下的范围来进行。在添加v的情况下，需要在0.30质量％以下、优选在0.15质量％以下的范围来进行。
＜ti：0.50质量％以下、zr：0.20质量％以下＞
ti及zr是具有固定c及n的作用，并在较高地维持钢的耐腐蚀性及耐高温氧化性方面有效的元素。因此，可以根据需要添加ti、zr中的一种以上。在该情况下，确保ti为0.01质量％以上的含量，zr为0.02质量％以上的含量是有效的。但是，当含有过量的ti时，会促进热轧卷材(hot-rolledcoil)的韧性降低，因此，在添加ti的情况下，需要在0.50质量％以下的范围来进行。此外，当含有大量的zr时，会成为阻碍加工性的主要原因，因此，在添加zr的情况下，需要在0.20质量％以下的范围来进行。
＜b：0.0050质量％以下＞
b是通过少量添加来改善耐腐蚀性及加工性的元素，可以根据需要添加它们中的一种以上。在该情况下，确保0.0001质量％以上的b含量是有效的。但是，当含有过量的b时，会对热加工性带来不良影响，因此，在添加b的情况下，需要在0.0050质量％以下的范围来进行。
＜稀土元素：0.100质量％以下、ca：0.0050质量％以下＞
稀土元素及ca是对耐高温氧化性的提高有效的元素，可以根据需要添加它们中的一种以上。在该情况下，确保稀土元素为0.001质量％以上的含量、ca为0.0005质量％以上的含量是有效的。但是，当大量添加这些元素时，韧性会降低，因此，在添加稀土元素的情况下，需要在0.100质量％以下的含量范围来进行，在添加ca的情况下，需要在0.0050质量％以下的含量范围来进行。
＜剩余部分：fe及不可避免的杂质＞
作为上述以外的成分的剩余部分由fe及不可避免的杂质构成。在此，不可避免的杂质是指制造工序中无法避免混入材料中的杂质元素。作为不可避免的杂质并不特别限定。
＜nb碳氮化物的析出量为0.2质量％以上，粒径0.1μm以下的laves相在每10μm2的面积为10个以下＞
nb碳氮化物(碳化物/氮化物)及laves相是通过热轧处理而生成的析出物。当c及n以固溶于钢中的状态存在时，热轧钢板的韧性会降低，因此，c及n作为nb碳氮化物析出是有效的。此外，通过使nb碳氮化物析出，固溶于钢中的nb会减少，能够减少使热轧钢板的韧性降低的laves相的析出量。为了减少固溶于钢中的c及n来提高热轧钢板的韧性，需要将nb碳氮化物的析出量设为0.2质量％以上。此外，需要将粒径0.1μm以下的laves相设为在每10μm2的面积为10个以下。
在此，使用10质量％的乙酰丙酮+1质量％的四甲基氯化铵+89质量％的甲醇的混合液，在相对于饱和甘汞基准电极以－100mv～400mv的sce电位电解提取出析出物的残渣后，利用0.2μm的微孔过滤器过滤所提取的残渣，根据其重量与总溶解重量之比计算出nb碳氮化物的析出量(质量％)。
此外，对于laves相，使用扫描型电子显微镜(sem)拍摄表面的照片，对laves相的尺寸进行测定，并且对每10μm2的面积的粒径0.1μm以下的laves相的个数进行计测。laves相的个数至少通过5个点来计测，取其平均值。
＜厚度＞
本发明的热轧钢板的厚度根据用途来适当设定即可，并不特别限定。例如，在将本发明的热轧钢板用于汽车的排气管法兰零件的制造的情况下，热轧钢板的厚度通常为5.0mm～11.0mm，优选为5.5mm～9.0mm。此外，在将本发明的热轧钢板用于汽车的排气管零件的制造的情况下，为了提高作为含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板(以下，有时简称为“冷轧钢板”。)的加工性的指标的r值，需要在对本发明的热轧钢板进行冷轧时增大压下率。因此，当考虑到用于制造汽车的排气管零件的冷轧钢板的厚度及冷轧压下率时，热轧钢板的厚度通常为大于4.5mm且10.00mm以下。此外，热轧钢板的厚度优选为5.0mm～9.0mm，更优选为5.5mm～8.0mm。
＜含nb铁素体系不锈钢热轧钢板的制造方法＞
具有上述那样的特征的本发明的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板可以通过如下方式来制造：在对具有与上述的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板相同组成的不锈钢板坯进行热轧时，以1000℃～1100℃的温度保持60秒以上并且将精热轧温度设为850℃以上，在热轧后以550℃以下的卷取温度进行卷取。
在热轧之前，通常不锈钢板坯被加热。不锈钢板坯的加热温度并不特别限定，但优选为1200℃～1300℃。当不锈钢板坯的加热温度低于1200℃时，有时会过度导入因热轧产生的应变(strain)，其后的组织控制变得困难，除此以外，表面划痕(surfacescratches)会成为问题。另一方面，当不锈钢板坯的加热温度超过1300℃时，有时组织会粗粒化，无法得到具有期望特性的热轧钢板。
在以上述方式对不锈钢板坯进行加热后，进行热轧。热轧通常包含多道次的粗热轧及多道次的精热轧。在热轧时，为了高效地促进nb碳氮化物的析出并减少laves相的析出，需要以1000℃～1100℃的温度保持60秒以上并且将精热轧温度设为850℃以上。在此，将保持温度设为1000℃～1100℃的理由是因为：nb碳氮化物的析出温度为1100℃以下，特别是通过设为该保持温度，能够高效地促进nb碳氮化物的析出。当保持时间及保持时间处于上述范围外时，nb碳氮化物不会充分析出。此外，当精热轧温度低于850℃时，laves相的析出温度在800℃附近，因此，无法充分减少laves相的析出。
作为以1000℃～1100℃的温度保持60秒以上的方法并不特别限定，降低通板速度或在精轧前导入延迟(delay)即可。
此外，以1000℃～1100℃的温度保持60秒以上的定时如果在热轧工序期间就不特别限定，优选在从粗热轧的终期到精热轧的初期之间来进行。
精热轧时间并不特别限定，可以根据该技术领域中公知的热轧方法来设定。通常考虑与热轧工序的合计时间的平衡来决定精热轧时间，但精热轧时间越长nb碳氮化物的析出量越增大。
在热轧后，以550℃以下的卷取温度进行卷取而制成卷材。当卷取温度高于550℃时，有时laves相会析出，韧性会降低。
此外，对于以上述方式得到的热轧钢板，由于在热轧工序中充分增大nb碳氮化物的析出量，因此，即使为laves相的析出温度(800℃附近)也难以析出laves相。因此，使用在卷取热轧钢板前通过水冷等进行骤冷来缩短laves相的析出温度的通过时间的方法的必要性较少。
＜含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板及其制造方法＞
本发明的冷轧钢板除上述的热轧钢板的特征以外，还具有r值为1.2以上这一特征。因此，本发明的冷轧钢板的加工性优异，通过进行各种加工，能够制造排气岐管、前管、中心管、催化转换器外筒等汽车的排气管零件。
具有上述那样的特征的本发明的冷轧钢板可以通过如下方式来制造：在对上述的热轧钢板进行退火后，以70％以上的压下率进行冷轧并退火。
在冷轧之前，进行热轧钢板的退火。退火以得到重结晶组织的温度来进行。退火温度根据热轧钢板的组成来适当设定即可，并不特别限定，但通常为950℃～1150℃。当退火温度低于950℃时，有时无法得到重结晶组织。另一方面，当退火温度高于1150℃时，有时晶粒会粗大化。
为了将冷轧钢板的r值提高至1.2以上，以70％以上的压下率进行冷轧。当压下率小于70％时，冷轧钢板的r值小于1.2。
在冷轧后，进行冷轧钢板的退火。退火以得到重结晶组织的温度来进行。退火温度根据冷轧钢板的组成来适当设定即可，并不特别限定，但通常为1000℃～1100℃。当退火温度低于1000℃时，有时无法得到重结晶组织。当退火温度高于1100℃时，有时晶粒会粗大化，加工时产生表面粗糙而成为裂纹的原因。
[实施例]
以下，通过实施例对本发明进一步进行说明，但本发明并不受这些实施例限定。
对表1所示的成分组成的钢进行熔炼而制成不锈钢板坯，以表1所示的条件进行热压而得到具有规定厚度的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板。
[表1]
接着，从所得到的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板采取出试验片，针对nb碳氮化物的析出量、laves相的尺寸、每10μm2的面积的粒径0.1μm以下的laves相的数量及韧性进行了评价。
nb碳氮化物的析出量、以及laves相的尺寸及个数通过上述方法来测定。需要说明的是，在nb碳氮化物的析出量的测定中，sce电位设为400mv。此外，韧性通过基于u型缺口试验片的夏比冲击试验(charpyimpacttest)来进行评价。对于韧性的合格与否，延性-脆性转变温度(dbtt)为20℃以下评价为有韧性(〇)。
将上述的各评价结果示于表2。
[表2]
如表2所示，确认到了：在对不锈钢板坯进行热轧时，以1000℃～1100℃的温度保持60秒以上并且将精热轧温度设为850℃以上，在热轧后以550℃以下的卷取温度进行卷取，由此制造而成的no.1～8的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板中，nb碳氮化物的析出量为0.2质量％以上，粒径0.1μm以下的laves相在每10μm2的面积为10个以下，韧性优异。
与此相对，可知：在对不锈钢板坯进行热轧时，在1000℃～1100℃的温度下的保持时间过短的no.9～12的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板中，nb碳氮化物的析出量变少，laves相的量也变多，韧性不充分。
此外，使用上述得到的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板，进行了模拟加工成排气管法兰零件的冷锻试验、压力开孔试验(pressdrillingtest)、切削试验。其结果为，在no.1～8的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板中，向期望形状的加工性良好，也未产生因韧性不足等而引起的裂纹等。与此相对，在no.9～12的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板中，产生了因韧性不足而引起的裂纹。
接着，在对上述得到的no.1～7的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板进行退火后，进行冷轧再进行退火，而得到含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板。此时的制造条件示于表3。需要说明的是，no.9～12的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板的韧性低，无法进行冷轧。
接着，针对所得到的含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板求出r值。对于r值，从含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板采取出jis13号b拉伸试验片，在赋予了14.4％应变后，使用下述(1)式及下述(2)式计算出平均r值。
r＝ln(w0/w)/ln(t0/t)(1)
在此，w0为拉伸前的板宽，w为拉伸后的板宽，t0为拉伸前的板厚，t为拉伸后的板厚。
平均r值＝(r0+2r45+r90)/4(2)
在此，r0为轧制方向的r值，r45为与轧制方向成45°方向的r值，r90为与轧制方向成直角方向的r值。
需要说明的是，在要求复杂形状的汽车的排气管零件中，若平均r值为1.2以上，则是能够充分加工的特性，因此，若平均r值为1.2以上，则能够判断为加工性优异。
将上述的评价结果示于表3。
[表3]
如表3所示，确认到了：以70％以上的压下率进行了冷轧的no.1～5及7的含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板的r值为1.2以上，加工性优异。
与此相对，可知：以小于70％的压下率进行了冷轧的no.6的含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板的r值小于1.2，加工性不充分。
根据以上的结果可知，根据本发明，能够提供一种韧性及加工性优异的含nb铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法。此外，根据本发明，能够提供一种加工性优异的含nb铁素体系不锈钢冷轧钢板及其制造方法。
需要说明的是，本申请要求基于2016年2月2日提出申请的日本专利申请第2016-017883号的优先权，将该日本专利申请的全部内容援引到本申请中。