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WO2015147211A1 - フェライト系ステンレス圧延鋼板とその製造方法およびフランジ部品 - Google Patents

フェライト系ステンレス圧延鋼板とその製造方法およびフランジ部品 Download PDF

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WO2015147211A1
WO2015147211A1 PCT/JP2015/059470 JP2015059470W WO2015147211A1 WO 2015147211 A1 WO2015147211 A1 WO 2015147211A1 JP 2015059470 W JP2015059470 W JP 2015059470W WO 2015147211 A1 WO2015147211 A1 WO 2015147211A1
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WO
WIPO (PCT)
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ferritic stainless
steel
toughness
hot
rolled steel
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2015/059470
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
濱田　純一
伊藤　宏治
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Stainless Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=54195715&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2015147211(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp filed Critical Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Priority to KR1020167025642A priority Critical patent/KR101928636B1/ko
Priority to CN201580016237.1A priority patent/CN106133166B/zh
Priority to MX2016012221A priority patent/MX391950B/es
Priority to US15/128,891 priority patent/US10648053B2/en
Priority to EP15768500.9A priority patent/EP3124635B1/en
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    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L23/00—Flanged joints
    • F16L23/02—Flanged joints the flanges being connected by members tensioned axially
    • F16L23/032—Flanged joints the flanges being connected by members tensioned axially characterised by the shape or composition of the flanges
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips

Definitions

  • the present invention provides a ferritic stainless rolled steel material having a thickness of 5 mm or more, which prevents cracking during the production of the steel sheet, is excellent in corrosion resistance and toughness, and is particularly suitable as a flange material. Is.
  • the exhaust gas path of automobiles consists of various parts such as exhaust manifold, muffler, catalyst, flexible tube, center pipe and front pipe.
  • a fastening part called a flange is often used.
  • flange joints are actively adopted because the working man-hours can be reduced and the working space can be narrowed. Further, from the viewpoint of ensuring noise and rigidity due to vibration, a thick flange of 5 mm or more is often used.
  • the flange has been manufactured by processing such as press forming and punching on a normal steel plate.
  • processing such as press forming and punching on a normal steel plate.
  • rust called initial rust is generated after automobile production, which may impair the appearance.
  • the use of stainless steel sheets as a material for flanges is being actively promoted instead of ordinary steel sheets.
  • ferritic stainless steel sheets have a lower Ni content and are lower in cost than austenitic stainless steel sheets, ferritic stainless steel sheets are often mainly used for flanges, but they have a problem of poor toughness. If the toughness of the steel sheet is low, there arises a problem that the plate breaks when the steel strip is passed through the steel plate production line or when the steel strip is developed. In flange processing, cracks may occur during processing such as cutting and punching. Furthermore, when an impact is applied in a low-temperature environment in winter, there is a problem that the flange breaks and the automobile exhaust pipe is damaged. A thick ferritic stainless steel sheet having a thickness of 5 mm or more may have particularly low toughness, and thus has a problem of low reliability when used for manufacturing a flange.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose manufacturing conditions for mass-producing ferritic stainless steel hot rolled coils or hot rolled annealed coils having a thickness of 5 to 12 mm.
  • Patent Document 1 is directed to a Ti-containing ferritic stainless steel, and shows a method in which a coiling temperature is set to 570 ° C. or higher and a coil is immersed in water in order to adjust the hardness and Charpy impact value.
  • Patent Document 2 is directed to Nb-containing ferritic stainless steel.
  • the hot rolling finish temperature is set to 890 ° C. or higher, and the coil is wound at 400 ° C. or lower, and the coil is immersed in water. How to do is shown.
  • Patent Documents 1 and 2 define hot rolling conditions from the viewpoint of improving the toughness of hot rolled sheets or hot rolled annealed steel sheets, but it is difficult to control the total coil length to the above conditions. At the same time, the metallographic factors for improving toughness were unclear.
  • Patent Document 3 discloses a ferritic stainless steel excellent in cold cracking property in which the length of a sub-grain boundary having a small crystal phase difference in the ferrite phase is set to a certain level or more.
  • This ferritic stainless steel can be obtained by a method in which the hot rolling finishing temperature is 800 to 1000 ° C., the winding temperature is over 650 ° C. to 800 ° C., and it is immersed in a water tank after winding.
  • Patent Document 4 discloses a ferritic stainless steel sheet having excellent toughness that defines the proportion of grain boundary precipitates. The techniques disclosed in Patent Documents 3 and 4 attempt to improve the toughness by controlling the properties of the crystal grain boundaries and the precipitates on the crystal grain boundaries, but the toughness level is not necessarily satisfactory as a material for flanges. Was not realized.
  • An object of the present invention is to solve the problems of the known technology and efficiently produce a ferritic stainless rolled steel material for flanges having excellent toughness.
  • the present inventors have intensively studied on this point. That is, the present inventors have conducted detailed studies on the low temperature toughness of ferritic stainless steel sheets from the viewpoints of components, structure in the manufacturing process, and crystal orientation. As a result, it has been found that controlling the orientation of the crystal orientation of the matrix phase is extremely effective for improving the toughness of hot-rolled steel sheets or hot-rolled annealed steel sheets, especially for thick ferritic stainless steel sheets of 5 mm or more. did.
  • the gist of the present invention for solving the above problems is as follows. (1) In mass%, C: 0.001 to 0.08%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.01 to 1.0%, P: 0.01 to 0.05 %, S: 0.0002 to 0.01%, Cr: 10.0 to 25.0%, N: 0.001 to 0.05%, the balance being Fe and inevitable impurities, It is 5 mm or more, and the area ratio of crystal grains in which the ⁇ 011> direction in a cross section parallel to the rolling direction at an arbitrary position between the left and right ends of the steel sheet is within 15 ° from the rolling direction is 20% or more. Ferritic stainless rolled steel.
  • the sum of the lengths of the low-inclination grain boundaries having a crystal orientation difference of less than 15 ° is the sum of the lengths of the crystal grain boundaries.
  • the ferritic stainless steel rolled steel according to (1) characterized in that it is 10% or more.
  • Molten steel is further mass%, Ti: 0.01 to 0.4%, Nb: 0.01 to 0.6%, B: 0.0002 to 0.0030%, Al: 0.005 to 0.3%, Ni: 0.1 to 1%, Mo: 0.1 to 2.0%, Cu: 0.1 to 3.0%, V: 0.05 to 1.0%, Mg: 0 0002-0.0030%, Sn: 0.01-0.3%, Sb: 0.01-0.3%, Zr: 0.01-0.1%, Ta: 0.01-0.1 %, Hf: 0.01 to 0.1%, W: 0.01 to 2.0%, Co: 0.01 to 0.2%, Ca: 0.0001 to 0.0030%, REM: 0.00.
  • the method for producing a ferritic rolled stainless steel according to (4) comprising one or more of 001 to 0.05% and Ga: 0.0002 to 0.1%.
  • (6) After hot rolling, heating to 800 to 1000 ° C. at a heating rate of 10 ° C./sec or more, annealing, and then cooling at a cooling rate of 10 ° C./sec or more (4) or ( 5) The manufacturing method of the ferritic stainless steel rolled steel described in 5).
  • a ferritic stainless steel flange comprising the ferritic stainless rolled steel material according to any one of (1) to (3), wherein impact energy at ⁇ 20 ° C. is 125 J or more parts.
  • the crystal grains in which the ⁇ 011> direction, which is the stable orientation of the crystal grains is within 15 ° from the rolling direction. It has been found that the toughness of the steel sheet is improved by forming 20% or more (hereinafter also referred to as “ ⁇ 011> orientation grain”) by area ratio.
  • Fig. 1 shows ⁇ 011 of hot-rolled or hot-rolled annealed steel sheets of steels with different thicknesses (17% Cr-0.34% Nb-0.005% C-0.01% N) manufactured by various manufacturing methods. > The relationship between the orientation grain ratio and the Charpy impact value is shown.
  • EBSP Electro Back-Sccetering Difraction Pattern
  • the ⁇ 011> direction per unit area of the cross section was measured within 15 ° from the rolling direction, and the area ratio of crystal grains (hereinafter also referred to as “ ⁇ 011> orientation grain ratio”) was measured. Further, the Charpy impact value was measured at 0 ° C. in accordance with JISZ2242 by taking a V-notch specimen (providing a V-notch in the width direction) from a hot-rolled annealed steel sheet.
  • the Charpy impact value is improved and the toughness is improved.
  • good toughness means that the impact value at 0 ° C. has an impact value of 7 J / cm 2 or more, and no brittle cracking occurs when the hot-rolled coil is deployed and threaded.
  • the cleavage plane of ferritic steel is the ⁇ 100 ⁇ plane, and it is known that brittle cracks occur along this plane.
  • ⁇ 011> oriented grains develop, the angle between the crack propagation direction and the cleavage plane increases. Therefore, it is considered that the resistance to cleavage fracture increases and the toughness value is improved.
  • the ratio of the sum of the lengths of the low-angle grain boundaries whose crystal orientation difference is less than 15 ° with respect to the sum of the lengths of the crystal grain boundaries affects the toughness.
  • This feature is an important microstructure for improving toughness together with the aforementioned ⁇ 011> orientation grain ratio.
  • dislocations introduced by processing undergo rearrangement during recovery of the transition and recrystallization of the material, and in the recovery stage, small-angle grains having a crystal orientation difference of less than 15 °.
  • Crystal grains surrounded by boundaries hereinafter referred to as “subgrains” are formed, and coarse crystal grains surrounded by large-angle boundaries of 15 ° or more are formed in the recrystallization process.
  • the recrystallization heat treatment increases the ratio of high-angle grain boundaries and reduces the low-angle grain boundaries, but the large-angle grain boundaries move and grow remarkably fast, resulting in a decrease in toughness due to grain coarsening.
  • the subgrains are formed so that the sum of the lengths of the low-angle grain boundaries is 10% or more of the total length of the crystal grain boundaries in the cross section, thereby moving and growing the grain boundaries. It was found that it acts effectively as a resistance to brittle fracture. That is, the ⁇ 011> orientation grain ratio is 20% or more, and further, the subgrain is such that the total length of the small-angle grain boundaries is 10% or more of the total length of the crystal grain boundaries in the cross section. It was found that the Charpy impact value at 0 ° C. can be improved to 11 J / cm 2 or more by forming. By improving the Charpy impact value at 0 ° C. to 11 J / cm 2 or more, it is possible to ensure toughness that does not cause cracking during flange processing.
  • the ratio of the length of the low-inclination grain boundary of less than 15 ° to the total grain boundary length in the cross section can be measured by the EBSP orientation analysis, and the measurement of the ⁇ 011> orientation grain ratio It can be measured by a method similar to the method.
  • the measurement of the ⁇ 011> orientation grain ratio and the length ratio of the small-angle grain boundary less than 15 °, which is performed using EBSP is performed at any location between the left and right ends of the hot-rolled steel sheet or hot-rolled annealed steel sheet. It is desirable to carry out over a cross section of a total thickness of 1.0 mm parallel to the rolling direction. Further, if considering the ductility of the steel sheet, 20% or more is desirable.
  • % Of component content means the mass%.
  • Si may be added as a deoxidizing element, and also improves oxidation resistance. However, since it is a solid solution strengthening element, it is better as it is smaller in terms of toughness. Further, when the Si content exceeds 1.0%, the development of ⁇ 011> oriented grains is suppressed due to the change of the slip system, so the upper limit was made 1.0%. On the other hand, in order to ensure oxidation resistance, the lower limit was made 0.01%. However, excessive reduction of the Si content leads to an increase in refining costs, so 0.05% or more and 0.9% or less are desirable in consideration of the material and initial rust resistance.
  • Mn like Si
  • MnS precipitates
  • ⁇ 011> oriented grains the upper limit of Mn content
  • the lower limit was made 0.01%.
  • 0.1% to 0.5% is desirable.
  • P is a solid solution strengthening element like Mn and Si and hardens the material. Therefore, the smaller the content, the better from the viewpoint of toughness. Further, when the P content is more than 0.05%, randomization of crystal orientation occurs due to the formation of phosphide, and the development of ⁇ 011> orientation grains is suppressed. %. However, excessive reduction leads to an increase in raw material cost, so the lower limit was made 0.01%. Furthermore, considering the manufacturing cost and corrosion resistance, 0.015% or more and 0.03% or less are desirable.
  • the S content is preferably 0.0010% or more and 0.0060% or less.
  • Cr is an element that improves corrosion resistance and oxidation resistance, and considering the salt damage required for the flange, 10.0% or more is necessary. On the other hand, excessive addition of Cr becomes hard and deteriorates formability and toughness. Further, when the Cr content exceeds 25.0%, randomization of crystal orientation occurs due to the formation of precipitates such as coarse Cr carbide and nitride, and the development of ⁇ 011> orientation grains is suppressed. Therefore, the upper limit was made 25.0%. In addition, when considering the plate cost at the time of manufacturing due to the manufacturing cost and toughness deterioration, 10.0% or more and 18.0% or less are desirable.
  • N like C
  • the N content exceeds 0.05%, randomization of crystal orientation occurs due to the formation of nitride, and the development of ⁇ 011> orientation grains is suppressed, so the upper limit is 0.05%. did.
  • excessive reduction of the N content leads to an increase in refining costs, so the lower limit was made 0.001%.
  • 0.005 to 0.02% is desirable.
  • the present invention preferably contains the following elements selectively.
  • Ti is an element that is added as necessary to combine with C, N, and S to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, and toughness. Since the C and N fixing action starts from 0.01%, the lower limit was made 0.01%. Further, addition of Ti exceeding 0.4% hardens, coarse Ti (C, N) compound precipitates and remarkably deteriorates toughness, and also suppresses the development of ⁇ 011> oriented grains. The upper limit of the content was set to 0.4%. Furthermore, considering the manufacturing cost, 0.05% or more and 0.25% or less are desirable.
  • Nb is added as necessary to combine with C and N in the same way as Ti to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, and toughness. Since this effect is manifested when the Nb content is 0.01% or more, the lower limit was made 0.01%. However, when Nb is added excessively, the steel sheet is hardened and the formability of the steel sheet is deteriorated, and depending on the coarse Nb (C, N) compound and thermal history, (Fe, Nb) 6 C and Fe 2 Nb are precipitated. In addition to remarkably degrading the toughness of the steel sheet, the upper limit was made 0.6% in order to suppress the development of ⁇ 011> oriented grains. In consideration of raw material costs and crevice corrosion, 0.1% or more and 0.45% or less are desirable.
  • B is an element that improves the secondary workability of the product by segregating at the grain boundaries, and is added as necessary to improve the punchability of the flange. This effect is manifested when the B content is 0.0002% or more, so the lower limit of the B content is set to 0.0002%. However, the upper limit was made 0.0030% in order to suppress the development of ⁇ 011> orientation grains in addition to the precipitation of borides due to the excessive addition of B to deteriorate the toughness of the steel sheet. Furthermore, considering cost and ductility reduction, 0.0003% or more and 0.0010% or less are desirable.
  • Al may be added as a deoxidizing element, and its action is manifested from an Al content of 0.005% or more, so the lower limit was made 0.005%. Further, addition of 0.3% or more of Al causes a reduction in the toughness of the steel sheet, deterioration of weldability and surface quality, and suppresses the development of ⁇ 011> oriented grains, so the upper limit is 0.3%. It was. Furthermore, if considering the refining cost, 0.01% or more and 0.1% or less are desirable.
  • Ni is added as necessary to improve the initial rust resistance by suppressing crevice corrosion and promoting repassivation. Since this effect appears when the Ni content is 0.1% or more, the lower limit was made 0.1%. However, excessive addition hardens and deteriorates moldability, suppresses the development of ⁇ 011> oriented grains, and tends to cause stress corrosion cracking, so the upper limit was made 1%. In consideration of the raw material cost, 0.1% to 0.5% is desirable.
  • Mo is an element that improves corrosion resistance and high-temperature strength, and is an element necessary for suppressing crevice corrosion particularly when the flange component has a crevice structure. This effect appears when the Mo content is 0.1% or more, so the lower limit was made 0.1%. Further, if the Mo content exceeds 2.0%, the formability is remarkably deteriorated, the toughness deterioration during production, and the development of ⁇ 011> orientation grains are suppressed, so the upper limit was made 2.0%. Furthermore, if considering the manufacturing cost, 0.1% or more and 1.2% or less are desirable.
  • Cu is added as necessary to improve crevice corrosion and promote repassivation in addition to improving high-temperature strength. This effect appears when the Cu content is 0.1% or more, so the lower limit was made 0.1%. However, excessive addition hardens the steel sheet by ⁇ -Cu precipitation to deteriorate the formability and toughness of the steel sheet, and suppresses the development of ⁇ 011> oriented grains, so the upper limit was made 3.0%. In consideration of pickling properties at the time of manufacture, it is preferably 0.1% or more and 1.2% or less.
  • V suppresses crevice corrosion and contributes to improvement of toughness by adding a small amount as required. Since this effect is manifested from a V content of 0.05% or more, the lower limit was made 0.05%. However, excessive addition of V hardens the steel sheet and deteriorates the formability of the steel sheet, and also reduces the toughness of the steel sheet due to precipitation of coarse V (C, N) compounds and suppresses the development of ⁇ 011> orientation grains. Therefore, the upper limit is set to 1.0%. In consideration of raw material cost and initial rusting property, 0.07% or more and 0.2% or less are desirable.
  • Mg is an element that may be added as a deoxidizing element and that contributes to improving the formability by refining the slab structure. Moreover, Mg oxide becomes a precipitation site of carbonitrides such as Ti (C, N) compounds and Nb (C, N) compounds, and has an effect of finely dispersing and depositing them. This effect is manifested with a V content of 0.0002% or more, and contributes to the improvement of toughness, so the lower limit was made 0.0002%. However, excessive addition leads to deterioration of weldability and corrosion resistance, and also leads to suppression of ⁇ 011> orientation grains by forming coarse precipitates, so the upper limit was made 0.0030%. Considering the refining cost, 0.0003% or more and 0.0010% or less is desirable.
  • Sn and Sb contribute to improvement of corrosion resistance and high temperature strength, so 0.01% or more is added as necessary.
  • slab cracking may occur during the production of the steel sheet, and the upper limit is made 0.3% in order to suppress the development of ⁇ 011> oriented grains.
  • 0.01% or more and 0.15% or less are desirable.
  • Zr, Ta, and Hf are combined with C and N to contribute to improvement of toughness, and are added in an amount of 0.01% or more as necessary.
  • the addition of more than 0.1% increases the cost, and the productivity is remarkably deteriorated and the development of ⁇ 011> oriented grains is suppressed, so the upper limit is made 0.1%.
  • 0.01% or more and 0.08% or less are desirable.
  • W contributes to improvement of corrosion resistance and high temperature strength, so 0.01% or more is added as necessary. Addition of more than 2.0% leads to toughness deterioration during steel plate production, suppression of ⁇ 011> orientation grain growth and cost increase, so the upper limit is made 2.0%. Furthermore, if refining costs and manufacturability are taken into consideration, 0.01% to 1.0% is desirable.
  • Co contributes to improving high temperature strength, so 0.01% or more is added as necessary. Addition of more than 0.2% leads to toughness deterioration during steel plate production, suppression of ⁇ 011> orientation grain growth, and cost increase, so the upper limit is made 0.2%. Furthermore, considering refining cost and manufacturability, 0.01% or more and 0.1% or less are desirable.
  • Ca may be added for desulfurization, and this effect is manifested when the Ca content is 0.0001% or more, so the lower limit was made 0.0001%.
  • the addition of over 0.0030% produces coarse CaS, which deteriorates toughness and corrosion resistance and suppresses the development of ⁇ 011> oriented grains, so the upper limit was made 0.0030%.
  • 0.0003 to 0.0020% is desirable.
  • REM rare earth element
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • lanthanoid lanthanum
  • Lu lutetium
  • Ga may be added at 0.1% or less for improving corrosion resistance and suppressing hydrogen embrittlement.
  • the lower limit of the Ga content is 0.0002%.
  • it is 0.0010% or more.
  • 0.0040% or less is preferable from the viewpoint of manufacturability and cost and from the viewpoint of the development of ⁇ 011> oriented grains.
  • Bi or the like may be added in an amount of 0.001% to 0.1% as necessary. Note that it is preferable to reduce general harmful elements and impurity elements such as As and Pb as much as possible.
  • the rolled steel material of the present invention is produced by a steelmaking-hot rolling, steelmaking-hot rolling-pickling or steelmaking-hot rolling-annealing-pickling process.
  • steelmaking a method in which the steel containing the above essential components and components added as necessary is subjected to furnace melting followed by secondary refining.
  • the molten steel is made into a slab according to a known casting method (continuous casting).
  • the slab is heated to a predetermined temperature and hot-rolled to a predetermined plate thickness by continuous rolling.
  • a finishing temperature and a winding temperature in hot rolling are defined.
  • the higher the finishing temperature of hot rolling the more the processing strain of the ferrite phase is removed after finishing rolling and the recovery of the structure is promoted, and the subgrain is set so that its ⁇ 011> direction is within 15 ° from the rolling direction. Is formed, and the toughness of the steel sheet is improved.
  • the finishing temperature is less than 800 ° C.
  • crystal grains having orientations other than ⁇ 011> orientation grains ( ⁇ 001> orientation etc.) are generated and developed due to hot rolling shear strain.
  • the finishing temperature is set to 800 ° C. or higher.
  • the upper limit of the finishing temperature is set to 900 ° C. Further, considering the surface defects, 810 to 880 ° C. is desirable.
  • the winding process is performed at 500 ° C. or less.
  • the upper limit temperature of the winding process is 500 ° C. .
  • the upper limit needs to be 500 ° C.
  • the lower limit of the temperature of the winding process is 200 ° C.
  • the winding process is desirably performed at 300 ° C. or higher and 450 ° C. or lower.
  • the hot-rolled sheet thickness is 5 mm or more, which is frequently used as a flange.
  • the toughness is extremely lowered, so that it is desirably 5 mm or more and 20 mm or less.
  • 6 mm or more and 15 mm or less are desirable.
  • the annealing conditions are specified when passing through the annealing-pickling process after hot rolling. As the annealing temperature is raised, recovery and recrystallization proceed, and ⁇ 011> oriented grains are reduced. In order to suppress this effect, heating is performed at 800 to 1000 ° C. If the annealing temperature is less than 800 ° C., the processed structure during the hot rolling process remains and the recovery does not proceed sufficiently, and the steel sheet becomes hard, resulting in poor toughness of the steel sheet. Further, if the annealing temperature exceeds 1000 ° C., grain growth after completion of recrystallization proceeds remarkably, and randomization of crystal orientation progresses and ⁇ 011> orientation grains decrease, so that the toughness of the steel sheet deteriorates remarkably. Further, it is desirable to anneal at 850 to 950 ° C. from the viewpoint of solid solution of precipitates, suppression of coarsening of crystal grains, and residual ⁇ 011> orientation grains.
  • the heating rate is set to 10 ° C./sec or more.
  • the heating rate is slower than this, recrystallization proceeds to cause disappearance of subgrains and coarsening of crystal grains, and ⁇ 011> orientation grains are reduced to deteriorate the toughness of the steel sheet.
  • the reason why the ⁇ 011> orientation grains are reduced when the heating rate is less than 10 ° C./sec is that the other-order grains are generated during heating, and the ⁇ 011> -oriented grains are eroded as the other positions develop. Is the cause. In particular, ⁇ 112> and ⁇ 100> oriented grains develop, making it difficult to make the existing ratio of ⁇ 011> oriented grains 20% or more.
  • the cooling rate is 10 ° C./sec or more, but this is to suppress the formation of precipitates that cause toughness deterioration during the cooling process.
  • the cooling rate is less than 10 ° C./sec, the crystal orientation changes in the cooling process and the ⁇ 011> orientation grain ratio decreases.
  • the heating rate is 15 ° C./sec or more and the cooling rate is 15 ° C./sec or more.
  • the cooling rate is less than 50 ° C./sec in consideration of the surface quality, the shape of the steel plate and the manufacturing cost.
  • the ferritic stainless rolled steel having the components of the present invention and manufactured by the hot rolling step constitutes the hot rolled steel sheet or hot rolled steel strip of the present invention.
  • the ferritic stainless rolled steel material having the components of the present invention and subjected to the annealing step after the hot rolling constitutes the hot rolled annealed steel sheet or hot rolled annealed steel strip of the present invention.
  • Each of the hot-rolled steel sheet or hot-rolled steel strip of the present invention or the hot-rolled annealed steel sheet or hot-rolled annealed steel strip of the present invention has a Charpy impact value of 11 J / cm measured at 0 ° C. according to JISZ2242. It is 2 or more, and toughness that does not cause cracking during flange processing can be ensured.
  • the flange parts manufactured from the ferritic stainless steel rolled steel of the present invention are not cracked by applying an impact energy of 125 J or less at ⁇ 20 ° C., and have low temperature toughness. Excellent.
  • Molten steel having the composition shown in Tables 1-1 and 1-2 was melted and cast into slabs, and the slabs were hot-rolled to a thickness of 5 mm or more to produce hot-rolled coils.
  • the hot rolled coil was manufactured by controlling the hot rolling finishing temperature to 810 to 880 ° C. and the winding temperature to 300 to 450 ° C. Thereafter, as shown in Table 1-1 and Table 1-2, coils subjected to an annealing process were also manufactured.
  • the annealing temperature was 850 to 950 ° C.
  • the heating rate and the cooling rate were both 15 ° C./sec.
  • Crystal orientation evaluation samples and Charpy impact test pieces were collected from these hot-rolled sheets or hot-rolled annealed steel sheets. Between the left and right ends of the hot-rolled steel plate or hot-rolled annealed steel plate, a cross section with a total thickness of 1.0 mm parallel to the rolling direction is exposed as a sample, and the exposed cross section is crystallized using EBSP. The orientation for each grain was measured, and the area ratio ( ⁇ 011> orientation grain ratio) (area%) of crystal grains whose ⁇ 011> direction was within 15 ° from the rolling direction was measured.
  • the ratio of the low-angle grain boundaries less than 15 ° means the sum of the lengths of the low-angle grain boundaries having a crystal orientation difference of less than 15 ° in the cross section in which the ⁇ 011> orientation grain ratio is measured; It is a ratio with the sum total of the length of the crystal grain boundary in the said cross section.
  • Invention Examples A1 to A20 are hot-rolled sheets or hot-rolled annealed steel sheets that have the components of the present invention and are manufactured by the manufacturing method of the present invention.
  • the ⁇ 011> orientation grain ratio is 20% or more
  • the ratio of low-angle grain boundaries of less than 15 ° is 10% or more
  • the impact value at 0 ° C. is 11 J / cm. It was 2 or more. If the steel has an impact value at 0 ° C. of 7 J / cm 2 or more, brittle cracking does not occur when the hot-rolled coil is deployed and passed, so the ferritic stainless rolled steel sheet of the present invention is sufficient. It turns out that it has toughness.
  • Comparative Examples B1 to B26 are hot-rolled sheets or hot-rolled annealed steel sheets whose components are outside the scope of the present invention.
  • the ⁇ 011> orientation grain ratio is less than 20%
  • the ratio of low-angle grain boundaries of less than 15 ° is less than 10%
  • the impact value at 0 ° C. reaches 7 J / cm 2 . There were many examples that did not.
  • the evaluation result of the coil manufactured by changing the hot rolling conditions and the annealing conditions as shown in Table 3 for the steel having the components of the present invention is shown.
  • the steel plates of Invention Examples C1 to C24 in Table 3 are produced according to the production conditions of the present invention and have good toughness.
  • the ⁇ 011> orientation grain ratio is less than 20%, and the ratio of the low-angle grain boundaries less than 15 ° is 10%.
  • the impact value at 0 ° C. did not reach 7 J / cm 2 .
  • flange parts 1 having symmetrical shapes as shown in FIG. 2 were manufactured.
  • the flange part 1 is provided with a hole 11 having an inner diameter of 55 mm in the center and holes 12 through which fixing brackets such as bolts are passed to the left and right of the hole 11.
  • Thin edges 11 a and 11 b are formed vertically symmetrical with respect to the center of the hole 11.
  • the ratio of the inner diameter of the hole 11 to the minor axis of the ellipse 5 circumscribing the flange part is 0.65, and the ratio of the wall thickness of the edges 11a and 11b to the minor axis of the ellipse 5 is Is also 0.18.
  • a low temperature drop test was performed on the flange part 1 using a low temperature drop test 2 shown in FIG.
  • the low temperature drop test was performed using a drop test apparatus 2.
  • the flange part 1 was fixed upright on the solid base 4 so that the thinnest portions 11a and 11b of the flange part 1 cooled to ⁇ 20 ° C. became the upper end and the lower end.
  • a weight 3 having a weight of 16 kg was freely dropped from a height of 80 cm onto the side surface of the thin portion 11a, and the presence or absence of cracking of the flange part 1 was visually observed.
  • the energy applied to the flange part is 125J.
  • the method of cooling the flange part to ⁇ 20 ° C. was performed by adjusting the temperature with a thermo-hygrostat or alcohol and liquid nitrogen, holding at ⁇ 20 ° C. for 10 minutes, and then applying an impact.
  • the hot rolling facility may be a continuous tandem mill or a reverse mill, and a Steckel mill having a heat retaining device during rolling may be used.
  • slab thickness, hot-rolled sheet thickness, etc. suitably. It may be immersed in a water-cooled pool after hot rolling.
  • mechanical descaling methods such as shot blasting, bending, and brush may be selected as appropriate, and the existing conditions such as sulfuric acid and nitric hydrofluoric acid may be used for the acid solution.
  • various surface treatments such as coil grinding, shot blasting, painting and plating may be performed.
  • the ferritic stainless steel rolled steel of the present invention is excellent in manufacturability, and toughness is ensured during flange production and use. That is, by using the material to which the present invention is applied, particularly as an automobile or a motorcycle part, it is possible to ensure reliability and increase the social contribution, which is extremely useful industrially.

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Abstract

本発明は、耐食性、靭性に優れ、特にフランジ用素材として好適なフェライト系ステンレス圧延鋼材とその製造方法およびフランジ部品を提供する。 前記フェライト系ステンレス圧延鋼材は、質量％にて、Ｃ：０．００１～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．０１～１．０％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００２～０．０１％、Ｃｒ：１０．０～２５．０％、Ｎ：０．００１～０．０５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、板厚が５ｍｍ以上であり、鋼板の左右両端の間の任意の箇所における圧延方向に平行な断面における＜０１１＞方向が圧延方向から１５°以内にある結晶粒の面積率が２０％以上であることを特徴とする。

Description

フェライト系ステンレス圧延鋼板とその製造方法およびフランジ部品
　本発明は、板厚が５ｍｍ以上のフェライト系ステンレス圧延鋼材であって、鋼板製造時の割れを防止するとともに、耐食性、靭性に優れ、特にフランジ用素材として好適なフェライト系ステンレス圧延鋼材を提供するものである。
　自動車の排ガス経路は、エキゾーストマニホールド、マフラー、触媒、フレキシブルチューブ、センターパイプおよびフロントパイプ等様々な部品から構成されている。これらの部品をつなげる際、フランジと呼ばれる締結部品を使用することが多い。自動車の排気系部品では、加工工数を低減できると同時に作業空間を狭くできるため、フランジ接合が積極的に採用されている。また、振動による騒音および剛性確保の観点から、５ｍｍ厚以上の厚手のフランジが使用されることが多い。
　フランジは、従来、普通鋼板に対してプレス成形、打ち抜き等の加工をすることによって製造されていた。しかしながら、普通鋼は耐食性に劣るため、自動車製造後に初期錆びと呼ばれる錆が発生し、美観を損なう場合があった。このため、普通鋼板に換えて、フランジ用の素材としてステンレス鋼板の使用が積極的に進められつつある。
　フェライト系ステンレス鋼板は、オーステナイト系ステンレス鋼板に比べてＮｉ含有量が少なく低コストなため、フランジには主としてフェライト系ステンレス鋼板が適用される場合が多いが、靭性に劣ることが課題であった。鋼板の靭性が低いと、鋼板製造ラインにおける鋼帯の通板時或いは鋼帯の展開時に板破断が生じてしまう問題が生じる。また、フランジ加工において、切断、打ち抜き等の加工時に割れが生じることがある。更に、冬場の低温環境において衝撃が加えられた際にフランジが割れてしまい、自動車排気管が損傷してしまう問題が生じる。５ｍｍ以上の厚手のフェライト系ステンレス鋼板は、特に靭性が低い場合があるので、フランジの製造に用いるには信頼性が低いという課題があった。
　従って、厚手フェライト系ステンレス鋼板を用いてフランジを製造するには、鋼板の靭性、特に熱延鋼板あるいは熱延焼鈍及び酸洗処理後の鋼板の靱性の向上を図る必要がある。フェライト系ステンレス鋼板の靭性に関する課題を解決するための工夫がいくつか成されている。
　例えば、特許文献１および２には、板厚が５～１２ｍｍのフェライト系ステンレス鋼熱延コイルまたは熱延焼鈍コイルを大量生産するための製造条件について開示されている。特許文献１はＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼を対象としており、硬さおよびシャルピー衝撃値を調整するために、巻取温度を５７０℃以上とし、コイルを水中に浸漬する方法が示されている。また、特許文献２はＮｂ含有フェライト系ステンレス鋼を対象としており、硬さおよびシャルピー衝撃値を調整するために、熱延仕上温度を８９０℃以上とし４００℃以下で巻き取り、コイルを水中に浸漬する方法が示されている。
　特許文献１および２に開示された技術は、熱延板あるいは熱延焼鈍鋼板板の靭性向上の観点から熱延条件を規定しているが、コイル全長を上記条件に制御するのは困難であるとともに、靭性向上のための金属組織的な要因が不明確であった。
　また、特許文献３には、フェライト相の結晶方位差が小さい亜粒界の長さを一定以上にした冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。このフェライト系ステンレス鋼は、熱延仕上温度を８００～１０００℃、巻取温度を６５０℃超～８００℃とし、巻取後に水槽に浸漬する方法により得られる。また、特許文献４には粒界の析出物の占める割合を規定した靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。
　特許文献３および４に開示された技術は、結晶粒界の性格や結晶粒界上の析出物の制御によって、その靭性の向上を図っているが、必ずしもフランジ用の素材として満足のいく靭性レベルを実現していなかった。
特開２０１２－１４０６８７号公報 特開２０１２－１４０６８８号公報 ＷＯ２０１３／０８５００５号公報 特開２００９－２６３７１４号公報
　本発明の目的は、既知技術の問題点を解決し、靭性に優れたフランジ用フェライト系ステンレス圧延鋼材を効率的に製造することにある。
　上記課題を解決するために、上記以外に靭性に影響を与える要因を制御する必要があり、本発明ではこの点について、本発明者らは鋭意研究を推進した。すなわち、本発明者らはフェライト系ステンレス鋼板の低温靭性に関して、成分および製造過程における組織、結晶方位学的見地から詳細な研究を行った。その結果、例えば５ｍｍ以上の厚手のフェライト系ステンレス鋼板で特に熱延鋼板あるいは熱延焼鈍鋼板の靭性向上に対しては、母相の結晶方位の配向を制御することが極めて有効であることを知見した。
　上記課題を解決する本発明の要旨は、
（１）質量％にて、Ｃ：０．００１～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．０１～１．０％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００２～０．０１％、Ｃｒ：１０．０～２５．０％、Ｎ：０．００１～０．０５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、板厚が５ｍｍ以上であり、鋼板の左右両端の間の任意の箇所における圧延方向に平行な断面における＜０１１＞方向が圧延方向から１５°以内にある結晶粒の面積率が２０％以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス圧延鋼材。
（２）鋼板の左右両端の間の任意の箇所における圧延方向に平行な断面において、結晶方位差が１５°未満の小傾角粒界の長さの総和が、結晶粒界の長さの総和に対して１０％以上であることを特徴とする（１）記載のフェライト系ステンレス圧延鋼材。
（３）さらに質量％にて、Ｔｉ：０．０１～０．４％、Ｎｂ：０．０１～０．６％、Ｂ：０．０００２～０．００３０％、Ａｌ：０．００５～０．３％、Ｎｉ：０．１～１％、Ｍｏ：０．１～２．０％、Ｃｕ：０．１～３．０％、Ｖ：０．０５～１．０％、Ｍｇ：０．０００２～０．００３０％、Ｓｎ：０．０１～０．３％、Ｓｂ：０．０１～０．３％、Ｚｒ：０．０１～０．１％、Ｔａ：０．０１～０．１％、Ｈｆ：０．０１～０．１％、Ｗ：０．０１～２．０％、Ｃｏ：０．０１～０．２％、Ｃａ：０．０００１～０．００３０％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％、Ｇａ：０．０００２～０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）記載のフェライト系ステンレス圧延鋼材。
（４）質量％にて、Ｃ：０．００１～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．０１～１．０％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００２～０．０１％、Ｃｒ：１０．０～２５．０％、Ｎ：０．００１～０．０５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である溶鋼を溶製し、熱延仕上温度を８００℃～９００℃とする熱間圧延工程を行い、５００℃以下の巻取温度にて巻取工程を行うことを特徴とするフェライト系ステンレス圧延鋼材の製造方法。
（５）溶鋼がさらに質量％にて、Ｔｉ：０．０１～０．４％、Ｎｂ：０．０１～０．６％、Ｂ：０．０００２～０．００３０％、Ａｌ：０．００５～０．３％、Ｎｉ：０．１～１％、Ｍｏ：０．１～２．０％、Ｃｕ：０．１～３．０％、Ｖ：０．０５～１．０％、Ｍｇ：０．０００２～０．００３０％、Ｓｎ：０．０１～０．３％、Ｓｂ：０．０１～０．３％、Ｚｒ：０．０１～０．１％、Ｔａ：０．０１～０．１％、Ｈｆ：０．０１～０．１％、Ｗ：０．０１～２．０％、Ｃｏ：０．０１～０．２％、Ｃａ：０．０００１～０．００３０％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％、Ｇａ：０．０００２～０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（４）記載のフェライト系ステンレス圧延鋼材の製造方法。
（６）熱間圧延後に、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００～１０００℃に加熱後、焼鈍し、次いで１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする（４）又は（５）記載のフェライト系ステンレス圧延鋼材の製造方法。
（７）フランジ部品として用いることを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス圧延鋼材。
（８）（１）～（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス圧延鋼材からなるフランジ部品であって、－２０℃における衝撃エネルギーが１２５Ｊ以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼フランジ部品。
　本発明によれば、新規設備を必要とせず、靭性に優れたフランジ用フェライト系ステンレス圧延鋼材を効率的に製造することができる。
＜０１１＞方位粒比率とシャルピー衝撃値の関係を示す図である。 フランジ部品の正面図である。 図２のフランジ部品の低温落重試験方法を示す概略図である。
　以下に本発明の限定理由について説明する。
　結晶粒微細化、析出物の微細化ならびに軟質化は靭性向上に寄与するが、多くの添加元素を必要としており、厚さが５ｍｍ以上の厚手のフェライト系ステンレス熱延板あるいは熱延焼鈍鋼板をフランジの製造に用いるための十分な靭性を確保することは困難であった。
　本発明では、母相であるフェライト相の結晶方位に着目して靭性との関係を詳細に調査した結果、結晶粒の安定方位である＜０１１＞方向が圧延方向から１５°以内にある結晶粒（以下「＜０１１＞方位粒」ともいう。）を面積率で２０％以上形成させることにより鋼板の靭性が向上することを見出した。
　図１に種々の製法で製造された板厚が異なる鋼（１７％Ｃｒ－０．３４％Ｎｂ－０．００５％Ｃ－０．０１％Ｎ）の熱延板あるいは熱延焼鈍鋼板の＜０１１＞方位粒比率とシャルピー衝撃値の関係を示す。ここで、結晶方位はＥＢＳＰ（Electron Back-Sccetering Difraction pattern）を用い、熱延鋼板あるいは熱延焼鈍鋼板の左右両端の間における圧延方向に平行な全板厚の断面から単位面積当たりの結晶粒毎の方位を測定し、前記断面の単位面積当たりの＜０１１＞方向が圧延方向から１５°以内にある結晶粒の面積率（以下「＜０１１＞方位粒比率」ともいう。）を測定した。また、シャルピー衝撃値は、熱延焼鈍鋼板からＶノッチ試験片（幅方向にＶノッチ付与）を採取して、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して０℃にて計測した。
　図１に示されるように、＜０１１＞方位粒比率が２０％以上になると、シャルピー衝撃値が向上し、靭性が良好になる。ここで、良好な靭性とは０℃での衝撃値が７Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値を有することであり、熱延コイルの展開および通板時に脆性割れが生じない。フェライト鋼のへき開面は｛１００｝面であり、この面に沿って脆性割れが生じることが知られているが、＜０１１＞方位粒が発達すると亀裂伝播方向とへき開面の成す角度が大きくなるため、へき開破壊の抵抗力が大きくなり、靭性値が向上すると考えられる。
　更に、本発明では、結晶粒界の長さの総和に対する結晶方位差が１５°未満の小傾角粒界の長さの総和の比率が靭性に影響することを見出した。この特徴は、前述した＜０１１＞方位粒比率とともに靭性向上のための重要な組織形態である。
　一般的に、加工（例えば熱間加工）により導入された転位は、当該転移の回復及び材料の再結晶過程で再配列が生じ、前記回復段階では、結晶方位差が１５°未満の小傾角粒界で囲まれた結晶粒（以下、「サブグレイン」という。）を形成し、前記再結晶過程で１５°以上の大傾角粒界で囲まれた粗大な結晶粒が形成される。通常は、再結晶熱処理により大傾角粒界の比率が増加して小傾角粒界は低減するが、大傾角粒界は移動及び成長が著しく速いため、結晶粒粗大化による靭性低下が生じる。
　本発明では、前記小傾角粒界の長さの総和が前記断面における結晶粒界の長さの総和の１０％以上になるように前記サブグレインを形成することで、粒界の移動及び成長を抑え、脆性破壊の抵抗として有効に作用することを見出した。すなわち、＜０１１＞方位粒比率が２０％以上であり、更に、前記小傾角粒界の長さの総和が前記断面における結晶粒界の長さの総和の１０％以上になるように前記サブグレインが形成されることによって、０℃でのシャルピー衝撃値を１１Ｊ／ｃｍ２以上に向上させることができることを見出した。０℃でのシャルピー衝撃値を１１Ｊ／ｃｍ２以上に向上させることによって、フランジ加工時の割れが生じない靱性を確保することができる。
　前記断面における結晶粒界の長さの総和に対する１５°未満の小傾角粒界の長さの比率は、前記のＥＢＳＰ方位解析により測定することが可能であり、前記＜０１１＞方位粒比率の測定方法と同様の方法により測定することが可能である。尚、ＥＢＳＰを用いて行う前記＜０１１＞方位粒比率及び前記１５°未満の小傾角粒界の長さの比率の測定は、熱延鋼板あるいは熱延焼鈍鋼板の左右両端の間の任意の箇所における圧延方向に平行な長さ１．０ｍｍの全板厚の断面に亘って行うことが望ましい。また、鋼板の延性を考慮すると２０％以上が望ましい。
　次に鋼の成分範囲について説明する。成分含有量の％は質量％を意味する。
　Ｃは、固溶Ｃによる硬質化ならびに炭化物析出により靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良い。また、Ｃの含有量が０．０８％超の場合、炭化物生成に起因して結晶方位のランダム化が生じ、＜０１１＞方位粒の発達が抑制されるため、その上限を０．０８％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｃの含有量の下限を０．００１％とした。更に、製造コスト、耐食性および熱延板靭性を考慮すると０．００２％以上０．０１５％以下が望ましい。
　Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、耐酸化性の向上をもたらすが、固溶強化元素であるため、靭性の観点からは少ないほど良い。また、Ｓｉの含有量が１．０％超の場合、すべり系の変化に起因して、＜０１１＞方位粒の発達が抑制されるため、その上限を１．０％とした。一方、耐酸化性確保のため、その下限を０．０１％とした。但し、Ｓｉの含有量の過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、材質や耐初期錆び性を考慮して０．０５％以上０．９％以下が望ましい。
　Ｍｎは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良い。また、１．０％超の場合、ＭｎＳ等の析出物の生成により結晶方位のランダム化が生じ、＜０１１＞方位粒の発達が抑制されるので、Ｍｎ含有量の上限を１．０％とした。一方、Ｍｎ含有量の過度の低減は精錬コストの増加に繋がるが、微量のＭｎ添加はスケール剥離性を向上させる効果があるため、その下限は０．０１％とした。更に、材質や製造コストを考慮すると０．１％以上０．５％以下が望ましい。
　Ｐは、ＭｎやＳｉ同様に固溶強化元素であり材料を硬質化させるため、靭性の観点からその含有量は少ないほど良い。また、Ｐの含有量が０．０５％超の場合、リン化物の生成に起因して結晶方位のランダム化が生じ、＜０１１＞方位粒の発達が抑制されるため、その上限を０．０５％とした。但し、過度の低減は原料コストの増加に繋がるため、下限を０．０１％とした。
更に、製造コストと耐食性を考慮すると０．０１５％以上０．０３％以下が望ましい。
　Ｓは、耐食性を劣化させる元素であるため、その含有量は少ないほど良い。また、Ｓの含有量が０．０１％超の場合、ＭｎＳ、Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2等の析出物生成に起因して結晶方位のランダム化が生じ、＜０１１＞方位粒の発達が抑制されるため、その上限を０．０１％とした。一方、Ｓは、ＭｎやＴｉと結合してフランジ成形における打ち抜き性を向上させる効果があり、Ｓの含有量が０．０００２％からこの効果は発現するので、下限を０．０００２％とした。更に、精錬コストや燃料部品とした際の隙間腐食抑制を考慮すると、Ｓの含有量は０．００１０％以上０．００６０％以下が望ましい。
　Ｃｒは、耐食性や耐酸化性を向上させる元素であり、フランジに要求される塩害性を考慮すると、１０．０％以上が必要である。一方、Ｃｒの過度な添加は、硬質となり成形性や靭性を劣化させる。また、Ｃｒの含有量が２５．０％超の場合、粗大なＣｒ炭化物ならびに窒化物等の析出物生成に起因して結晶方位のランダム化が生じ、＜０１１＞方位粒の発達が抑制されるため、上限を２５．０％とした。尚、製造コストや靭性劣化による製造時の板破断を考慮すると、１０．０％以上１８．０％以下が望ましい。
　Ｎは、Ｃと同様に靭性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良い。また、Ｎの含有量が０．０５％超の場合、窒化物生成に起因して結晶方位のランダム化が生じ、＜０１１＞方位粒の発達が抑制されるため、上限を０．０５％とした。但し、Ｎの含有量の過度の低下は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に、製造コストと加工性及び初期錆び性を考慮すると０．００５以上０．０２％以下が望ましい。
　さらに本発明は、以下に示す元素を選択的に含有すると好ましい。
　Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、靭性を向上させるために必要に応じて添加する元素である。Ｃ，Ｎ固定作用は０．０１％から発現するため、下限を０．０１％とした。また、０．４％超のＴｉの添加は硬質化する他、粗大なＴｉ（Ｃ，Ｎ）化合物が析出して靭性を著しく劣化させる他、＜０１１＞方位粒の発達を抑制するため、Ｔｉの含有量の上限を０．４％とした。更に、製造コストなどを考慮すると、０．０５％以上０．２５％以下が望ましい。
　Ｎｂは、高温強度を向上させる他、Ｔｉと同様にＣやＮと結合して耐食性、耐粒界腐食性、靭性を向上させるため必要に応じて添加される。この作用は、Ｎｂの含有量が０．０１％以上の場合に発現するため、その下限を０．０１％とした。但し、Ｎｂを過度に添加すると、鋼板を硬質化し鋼板の成形性を劣化させる他、粗大なＮｂ（Ｃ，Ｎ）化合物や熱履歴によっては(Ｆｅ，Ｎｂ)6Ｃ及びＦｅ2Ｎｂ析出して、鋼板の靭性を著しく劣化させる他、＜０１１＞方位粒の発達を抑制するため、上限を０．６％とした。尚、原料コストや隙間腐食性を考慮すると、０．１％以上０．４５％以下が望ましい。
　Ｂは、粒界に偏析することで製品の２次加工性を向上させる元素であり、フランジの打ち抜き性を向上させるため、必要に応じて添加される。この作用は、Ｂの含有量が０．０００２％以上の場合に発現することから、Ｂの含有量の下限を０．０００２％とした。但し、過度なＢの添加によってほう化物が析出して鋼板の靭性を劣化させる他、＜０１１＞方位粒の発達を抑制するため、上限を０．００３０％とした。更に、コストや延性低下を考慮すると、０．０００３％以上０．００１０％以下が望ましい。
　Ａｌは、脱酸元素として添加される場合があり、その作用は０．００５％以上のＡｌ含有量から発現するため、下限を０．００５％とした。また、０．３％以上のＡｌの添加は、鋼板の靭性の低下や、溶接性および表面品質の劣化をもたらす他、＜０１１＞方位粒の発達を抑制するため、その上限を０．３％とした。更に、精錬コストを考慮すると０．０１％以上０．１％以下が望ましい。
　Ｎｉは、隙間腐食の抑制や再不働態化の促進により耐初期錆び性を向上させるため、必要に応じて添加される。この作用は、Ｎｉ含有量が０．１％以上の場合に発現するため、下限を０．１％とした。但し、過度な添加は硬質化し成形性を劣化させる他、＜０１１＞方位粒の発達を抑制したり、応力腐食割れが生じ易くなるため、上限を１％とした。尚、原料コストを考慮すると、０．１％以上０．５％以下が望ましい。
　Ｍｏは、耐食性や高温強度を向上させる元素であり、特に、フランジ部品が隙間構造を有する場合において隙間腐食を抑制するために必要な元素である。この作用は、Ｍｏ含有量が０．１％以上になると発現するため、下限を０．１％とした。また、Ｍｏ含有量が２．０％を越えると著しく成形性が劣化したり、製造時の靭性劣化、＜０１１＞方位粒の発達を抑制が生じるため、上限を２．０％とした。更に、製造コストを考慮すると０．１％以上１．２％以下が望ましい。
　Ｃｕは、高温強度向上の他、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は、Ｃｕ含有量が０．１％以上になると発現するため、下限を０．１％とした。但し、過度な添加は、ε－Ｃｕ析出によって鋼板を硬質化して鋼板の成形性と靭性を劣化させる他、＜０１１＞方位粒の発達を抑制するため、上限を３．０％とした。尚、製造時の酸洗性等を考慮すると、０．１％以上１．２％以下が望ましい。
　Ｖは、隙間腐食を抑制させる他、微量添加によって靭性向上に寄与するため必要に応じて添加される。この作用は、Ｖの含有量０．０５％以上から発現するため、下限を０．０５％とした。但し、過度なＶの添加は、鋼板を硬質化して鋼板の成形性を劣化させる他、粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）化合物が析出によって鋼板の靭性劣化ならびに＜０１１＞方位粒の発達の抑制につながるため、上限を１．０％とした。尚、原料コストや初期錆び性を考慮すると、０．０７％以上０．２％以下が望ましい。
　Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブの組織を微細化させ、成形性向上に寄与する元素である。また、Ｍｇ酸化物はＴｉ（Ｃ，Ｎ）化合物やＮｂ（Ｃ，Ｎ）化合物等の炭窒化物の析出サイトになり、これらを微細分散析出させる効果がある。この作用は、Ｖの含有量０．０００２％以上で発現し、靭性向上に寄与するため下限を０．０００２％とした。但し、過度な添加は、溶接性や耐食性の劣化につながる他、粗大な析出物形成により＜０１１＞方位粒の抑制につながるため、上限を０．００３０％とした。精錬コストを考慮すると、０．０００３％以上０．００１０％以下が望ましい。
　ＳｎやＳｂは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．０１％以上添加する。０．３％超の添加により鋼板製造時のスラブ割れが生じる場合がある他、＜０１１＞方位粒の発達を抑制するため上限を０．３％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１％以上０．１５％以下が望ましい。
　Ｚｒ、ＴａおよびＨｆは、ＣやＮと結合して靭性の向上に寄与するため必要に応じて０．０１％以上添加する。但し、０．１％超の添加によりコスト増になる他、製造性を著しく劣化や＜０１１＞方位粒の発達を抑制につながるため、上限を０．１％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１％以上０．０８％以下が望ましい。
　Ｗは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．０１％以上添加する。２．０％超の添加により鋼板製造時の靭性劣化や＜０１１＞方位粒の発達の抑制ならびにコスト増につながるため、上限を２．０％とする。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１％以上１．０％以下が望ましい。
　Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．０１％以上添加する。０．２％超の添加により鋼板製造時の靭性劣化や＜０１１＞方位粒の発達の抑制ならびにコスト増につながるため、上限を０．２％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１％以上０．１％以下が望ましい。
　Ｃａは、脱硫のために添加される場合があり、この効果は、Ｃａ含有量が０．０００１％以上で発現することから下限を０．０００１％とした。しかしながら、０．００３０％超の添加により粗大なＣａＳが生成し、靭性や耐食性を劣化、＜０１１＞方位粒の発達を抑制させるため、上限を０．００３０％とした。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０００３～０．００２０％が望ましい。
　ＲＥＭ（希土類元素）は、種々の析出物の微細化による靭性向上や耐酸化性の向上の観点から必要に応じて添加される場合があり、この効果は、ＲＥＭ含有量が０．００１％以上で発現することから下限を０．００１％とした。しかしながら、０．０５％超の添加により鋳造性が著しく悪くなる他、＜０１１＞方位粒の発達を抑制することから上限を０．０５％とした。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．００１～０．０１％が望ましい。尚、本発明において、ＲＥＭは、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
　Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．１％以下で添加してもよい。硫化物や水素化物形成の観点から、Ｇａの含有量の下限は０．０００２％とする。好ましくは０．００１０％以上である。さらに、製造性やコストの観点ならびに、＜０１１＞方位粒の発達の観点から０．００４０％以下が好ましい。
　その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１％以上０．１％以下添加してもよい。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
　次に製造方法について説明する。
　本発明の圧延鋼材は、製鋼－熱間圧延、製鋼－熱間圧延－酸洗あるいは製鋼－熱間圧延－焼鈍－酸洗の工程によって製造される。製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼を、転炉溶製し続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。
　本発明では、熱間圧延における仕上温度と巻取温度を規定する。
　熱間圧延の仕上温度が高温になる程、仕上圧延後にフェライト相の加工歪が除去されるとともに組織回復が促進し、その＜０１１＞方向が圧延方向から１５°以内になるように前記サブグレインが形成され、鋼板の靭性が向上する。一方、仕上温度が８００℃未満では、＜０１１＞方位粒以外の方位（＜００１＞方位等）を有する結晶粒が、熱延せん断歪に起因して生成して発達してしまう。仕上温度を８００℃以上にすることにより、他方位の結晶粒の生成及び発達を抑制し、前記サブグレインとしての＜０１１＞方位粒が、全板厚の断面に対する面積率換算で２０％以上になるように生成できることから、仕上温度を８００℃以上とする。しかしながら、仕上温度の過度な高温化は＜０１１＞方位粒の生成が抑制される他、酸洗性の低下につながることから、仕上温度の上限を９００℃とする。更に、表面疵を考慮すると８１０～８８０℃が望ましい。
　熱間圧延工程における仕上圧延後に、５００℃以下で巻取工程がなされる。
　５００℃超の高温で巻取工程を行うと、靭性低下をもたらす析出物が生成し、４７５℃脆性が発現して鋼帯が低靭化するため、巻取工程の上限温度を５００℃とする。また、仕上温度８００℃以上で施された仕上圧延時に形成された前記サブグレインとしての＜０１１＞方位粒の結晶方位回転を抑制し、また再結晶組織にしないために、巻取工程の温度の上限を５００℃とする必要がある。しかしながら、過度な低温化はコイル形状が不良になることから、巻取工程の温度の下限を２００℃とする。更に、形状安定性、酸洗性を考慮すると、巻取工程は、３００℃以上４５０℃以下で行うことが望ましい。尚、熱延板厚はフランジとして多用される５ｍｍ以上とするが、過度に厚手化すると靭性が極端に低下するため、望ましくは５ｍｍ以上２０ｍｍ以下が望ましい。さらに６ｍｍ以上１５ｍｍ以下が望ましい。
　熱間圧延後に焼鈍－酸洗工程の通板を行う場合、焼鈍条件を規定する。
　焼鈍温度の高温化に伴い回復・再結晶が進み、＜０１１＞方位粒が低減する。この作用を抑制するために、８００～１０００℃に加熱する。焼鈍温度が８００℃未満では、熱延工程時の加工組織が残留して回復が十分進まず、鋼板が硬質になるため、鋼板の靭性が不良となる。また、焼鈍温度が１０００℃超では再結晶完了後の粒成長が顕著に進行するとともに、結晶方位のランダム化が進み＜０１１＞方位粒が低減するため、鋼板の靭性が著しく劣化する。また、析出物の固溶化、結晶粒の粗大化抑制および＜０１１＞方位粒の残留の観点から、８５０～９５０℃にて焼鈍することが望ましい。
　前記焼鈍温度に鋼板或いは鋼帯を加熱する際、加熱速度を１０℃／ｓｅｃ以上とする。加熱速度がこれよりも遅い場合、再結晶が進行してサブグレインの消失および結晶粒の粗大化が生じ、＜０１１＞方位粒が低減して鋼板の靭性が劣化する。加熱速度が１０℃／ｓｅｃ未満で＜０１１＞方位粒が低減する要因としては、加熱中に他方位粒が生じてしまい、＜０１１＞方位粒が前記他方位の発達に伴って浸食されることが原因である。特に、＜１１２＞、＜１００＞方位粒が発達し、＜０１１＞方位粒の存在比率を２０％以上とすることが困難となる。
　また、冷却速度についても１０℃／ｓｅｃ以上とするが、これは冷却過程で靭性劣化をもたらす析出物の形成を抑制するためである。また、冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満では、冷却過程で結晶方位変化が生じて＜０１１＞方位粒比率が低減する。更に、生産性を考慮すると、加熱速度は１５℃／ｓｅｃ以上、冷却速度は１５℃／ｓｅｃ以上が望ましい。なお、本発明の成分組成であれば上記の冷却速度で十分効果を発現する。上記速度よりも高速（例えば、５０℃／ｓｅｃ以上）の冷却速度にて冷却しても本発明の効果は飽和する。本発明においては、表面品位、鋼板形状や製造コストを考慮して、冷却速度を５０℃／ｓｅｃ未満とするのが好ましい。
　本発明の成分を有し、且つ前記熱間圧延工程による製造されたフェライト系ステンレス圧延鋼材は、本発明の熱延鋼板または熱延鋼帯を構成する。本発明の成分を有し、且つ前記熱間圧延後に前記焼鈍工程を経たフェライト系ステンレス圧延鋼材は、本発明の熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯を構成する。本発明の熱延鋼板または熱延鋼帯、或いは本発明の熱延焼鈍鋼板または熱延焼鈍鋼帯は、いずれも、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して０℃にて計測されたシャルピー衝撃値が１１Ｊ／ｃｍ2以上であり、フランジ加工時の割れが生じない靱性を確保することができる。
　また、後述する実施例に示されるように、本発明のフェライト系ステンレス圧延鋼材から製造されたフランジ部品は、－２０℃における１２５Ｊ以下の衝撃エネルギーの付与によって割れが生じることがなく、低温靭性に優れる。
　表１－１及び表１－２に示す成分組成の溶鋼をそれぞれ溶製しスラブに鋳造し、スラブを５ｍｍ厚以上に熱間圧延して熱間圧延コイルを製造した。前記熱間圧延コイルは、熱延仕上温度を８１０～８８０℃、巻取温度を３００～４５０℃に制御することによって製造された。その後、表１－１及び表１－２に示すように、焼鈍工程を施したコイルも製造した。前記焼鈍工程の条件として、焼鈍温度は８５０～９５０℃、加熱速度と冷却速度はいずれも１５℃／ｓｅｃとした。これら熱延板あるいは熱延焼鈍鋼板から結晶方位評価サンプルとシャルピー衝撃試験片を採取した。熱延鋼板あるいは熱延焼鈍鋼板の左右両端の間において、圧延方向に平行な長さ１．０ｍｍの全板厚の断面を標本的に露出し、露出させた当該断面について、ＥＢＳＰを用いて結晶粒毎の方位を測定し、＜０１１＞方向が圧延方向から１５°以内にある結晶粒の面積率（＜０１１＞方位粒比率）（面積％）を測定した。また、前記＜０１１＞方位粒比率が測定された断面における１５°未満の結晶方位差を有する小傾角粒界の長さの総和と、前記全板厚の断面における結晶粒界の長さの総和との比率を測定した。シャルピー衝撃試験を前記方法でＪＩＳＺ２２４２に準拠して実施した。尚、表１－２において、符号“＊”は、本発明から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表２－１及び表２－２に結果を示す。表２－２において、符号“＊”は、本発明から外れていることを示す。また、「１５°未満の小傾角粒界の比率」とは、前記＜０１１＞方位粒比率が測定された断面における１５°未満の結晶方位差を有する小傾角粒界の長さの総和と、前記断面における結晶粒界の長さの総和との比率である。
　本発明例Ａ１～Ａ２０は、本発明の成分を有し、本発明の製造方法によって製造された熱延板あるいは熱延焼鈍鋼板である。本発明例Ａ１～Ａ２０は、いずれも＜０１１＞方位粒比率が２０％以上であり、１５°未満の小傾角粒界の比率が１０％以上であり、０℃での衝撃値が１１Ｊ／ｃｍ2以上であった。０℃での衝撃値が７Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値を有する鋼であれば、熱延コイルの展開および通板時に脆性割れが生じないので、本発明のフェライト系ステンレス圧延鋼板は、十分な靭性を有していることが分かる。
　これに対して、比較例Ｂ１～Ｂ２６はいずれかの成分が本発明範囲外の熱延板あるいは熱延焼鈍鋼板である。比較例Ｂ１～Ｂ２６は、＜０１１＞方位粒比率が２０％未満であり、１５°未満の小傾角粒界の比率が１０％未満であり、０℃での衝撃値が７Ｊ／ｃｍ2に達しない例が多かった。
　本発明の成分を有する鋼に対して、表３に示すように熱延条件と焼鈍条件を変更して製造したコイルの評価結果を示す。表３の「鋼Ｎｏ．」の欄に示された符号は、表１の「Ｎｏ．」の欄に示された鋼板の符号に対応する。すなわち、表３に示された各鋼板は、表３の「鋼Ｎｏ．」の欄に示された符号に対応する表１における当該符号の鋼板と同一の組成を有し、表３に記載の製造方法によって製造したものである。表３の本発明例Ｃ１～Ｃ２４の鋼板は、本発明の製造条件によって製造されており、良好な靭性を有している。一方、比較例Ｄ１～Ｄ６の鋼板は、いずれかの製造条件が本発明範囲外であり、＜０１１＞方位粒比率が２０％未満であり、１５°未満の小傾角粒界の比率が１０％未満であり、０℃での衝撃値が７Ｊ／ｃｍ2に達しなかった。
　また、本発明例Ｃ１～Ｃ２４の鋼板及び比較例Ｄ１～Ｄ６の鋼板を素材として、図２に示すように左右対称の形状のフランジ部品１をそれぞれ製造した。前記フランジ部品１は、その中央に直径５５ｍｍの内径を有する穴１１と、前記穴１１の左右にボルト等の固定金具を通す穴１２が設けられ、前記穴１１の上下には、最も肉厚の薄い縁部１１ａ及び１１ｂが、前記穴１１の中心に対して上下対称に形成されている。
　尚、前記フランジ部品に外接する楕円５の短径に対する前記穴１１の内径の比率は、０．６５であり、前記楕円５の短径に対する前記縁部１１ａ及び１１ｂの肉厚の比率は、いずれも０．１８である。
　前記フランジ部品１に対して、図３に示す低温落重試験２を用いて低温落重試験を実施した。前記低温落重試験は、落重試験装置２を用いて行った。まず、－２０℃に冷却されたフランジ部品１の最も肉厚の薄い部分１１ａ及び１１ｂが上端及び下端になるようにフランジ部品１を固体台４の上に直立させて固定した。次に、前記薄肉部分１１ａの側面に重さ１６ｋｇの錘３を高さ８０ｃｍから自由落下させ、フランジ部品１の割れ有無を目視観察した。この場合、フランジ部品に付与されるエネルギーは１２５Ｊとなる。フランジ部品を－２０℃に冷却する方法は恒温恒湿槽あるいはアルコールと液体窒素で温度調整し、－２０℃に１０分保持した後、衝撃を与えた。
　前記低温落重試験の結果を表３に示す。表３において、符号“＊”は、本発明から外れていることを示す。表３から、本発明例Ｃ１～Ｃ２４から作成されたフランジ部品は－２０℃で１２５Ｊ以下の衝撃エネルギーの付与で割れが生じていないことが分かる。このように、本発明によれば、低温靭性に優れたフランジ部品を提供することが可能である。
　これに対して、本発明範囲外の製造条件で製造された熱延板あるいは熱延焼鈍板である比較例Ｄ１～Ｄ６は、前記衝撃エネルギーにより割れが生じており、十分な靱性を有していない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　なお、製造設備あるいは製造工程における他の条件は適宜選択すれば良い。例えば、熱間圧延設備は連続式のタンデムミルでもリバース式ミルでも良く、圧延途中で保熱装置を有するステッケルミルを用いても良い。スラブ厚さ、熱間圧延板厚などは適宜設計すれば良い。熱延巻取後に水冷プールに浸漬しても構わない。熱延後あるいは熱延焼鈍後の酸洗については、ショットブラスト、ベンディング、ブラシ等のメカニカルデスケール方法については適宜選択すれば良く、酸液についても硫酸、硝弗酸等既設条件で構わない。更に、この後にコイル研削、ショットブラスト処理ならびに塗装やメッキ等の各種表面処理を施しても構わない。
　以上の説明から明らかなように、本発明のフェライト系ステンレス圧延鋼材は、製造性に優れるとともに、フランジ作製時および使用時の靭性も確保されている。つまり、本発明を適用した材料を、特に自動車、二輪用部品として用いることで信頼性の確保が図られ、社会的貢献度を高めることが可能となり、産業上極めて有益である。
　１　　フランジ部品
　２　　落重試験装置
　３　　錘
　４　　固定台
　１１　　穴
　１１ａ、１１ｂ　　縁部
　５　　外接楕円

Claims (8)

  1. 　質量％にて、Ｃ：０．００１～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．０１～１．０％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００２～０．０１％、Ｃｒ：１０．０～２５．０％、Ｎ：０．００１～０．０５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
    　板厚が５ｍｍ以上であり、鋼板の左右両端の間の任意の箇所における圧延方向に平行な断面における＜０１１＞方向が圧延方向から１５°以内にある結晶粒の面積率が２０％以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス圧延鋼材。
  2. 　鋼板の左右両端の間の任意の箇所における圧延方向に平行な断面において、結晶方位差が１５°未満の小傾角粒界の長さの総和が、結晶粒界の長さの総和に対して１０％以上であることを特徴とする請求項１記載のフェライト系ステンレス圧延鋼材。
  3. 　さらに質量％にて、Ｔｉ：０．０１～０．４％、Ｎｂ：０．０１～０．６％、Ｂ：０．０００２～０．００３０％、Ａｌ：０．００５～０．３％、Ｎｉ：０．１～１％、Ｍｏ：０．１～２．０％、Ｃｕ：０．１～３．０％、Ｖ：０．０５～１．０％、Ｍｇ：０．０００２～０．００３０％、Ｓｎ：０．０１～０．３％、Ｓｂ：０．０１～０．３％、Ｚｒ：０．０１～０．１％、Ｔａ：０．０１～０．１％、Ｈｆ：０．０１～０．１％、Ｗ：０．０１～２．０％、Ｃｏ：０．０１～０．２％、Ｃａ：０．０００１～０．００３０％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％、Ｇａ：０．０００２～０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のフェライト系ステンレス圧延鋼材。
  4. 　質量％にて、Ｃ：０．００１～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．０１～１．０％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００２～０．０１％、Ｃｒ：１０．０～２５．０％、Ｎ：０．００１～０．０５％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である溶鋼を溶製し、
    　熱延仕上温度を８００℃～９００℃とする熱間圧延工程を行い、
    　５００℃以下の巻取温度にて巻取工程を行うことを特徴とするフェライト系ステンレス圧延鋼材の製造方法。
  5. 　溶鋼がさらに質量％にて、Ｔｉ：０．０１～０．４％、Ｎｂ：０．０１～０．６％、Ｂ：０．０００２～０．００３０％、Ａｌ：０．００５～０．３％、Ｎｉ：０．１～１％、Ｍｏ：０．１～２．０％、Ｃｕ：０．１～３．０％、Ｖ：０．０５～１．０％、Ｍｇ：０．０００２～０．００３０％、Ｓｎ：０．０１～０．３％、Ｓｂ：０．０１～０．３％、Ｚｒ：０．０１～０．１％、Ｔａ：０．０１～０．１％、Ｈｆ：０．０１～０．１％、Ｗ：０．０１～２．０％、Ｃｏ：０．０１～０．２％、Ｃａ：０．０００１～０．００３０％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％、Ｇａ：０．０００２～０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載のフェライト系ステンレス圧延鋼材の製造方法。
  6. 　熱間圧延後に、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８００℃～１０００℃に加熱後、焼鈍し、次いで１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項４又は５に記載のフェライト系ステンレス圧延鋼材の製造方法。
  7. 　フランジ部品として用いることを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス圧延鋼材。
  8. 　請求項１～３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス圧延鋼材からなるフランジ部品であって、－２０℃における衝撃エネルギーが１２５Ｊ以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼フランジ部品。
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