CN106133166A - 铁素体系不锈钢轧制钢板和其制造方法以及法兰部件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供耐蚀性、韧性优异、特别适合作为法兰用原材料的铁素体系不锈钢轧制钢材、其制造方法以及法兰部件。上述铁素体系不锈钢轧制钢材的特征在于，其以质量％计含有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％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，板厚为5mm以上，并且钢板左右两端之间任意位置处的与轧制方向平行的截面中＜011＞方向在距离轧制方向15°以内的晶粒的面积率为20％以上。

Description

铁素体系不锈钢轧制钢板和其制造方法以及法兰部件
技术领域
本发明提供特别适合作为法兰用原材料的铁素体系不锈钢轧制钢材，该铁素体系不锈钢轧制钢材的板厚为5mm以上，其可防止制造钢板时的开裂，并且耐蚀性、韧性优异。
背景技术
汽车的排气路径是由排气歧管、消声器、催化剂、柔性管、中心管和前管等各种部件构成的。在对这些部件进行连接时，多使用被称为法兰的连结部件。对于汽车的排气系部件来说，在能够降低加工工时的同时能够使得作业空间缩窄，因此法兰接合被积极采用。另外，从因振动而造成的噪音和确保刚性的观点考虑，多使用5mm厚以上的厚壁的法兰。
法兰以往以来一直是通过对普通钢板进行冲压成型、冲裁等加工来制造的。然而，普通钢的耐蚀性差，因而有时在制造汽车之后会产生被称为初始锈的锈，损害美观。因此，正在不断积极地推行着使用不锈钢板来代替普通钢板作为法兰用原材料。
铁素体系不锈钢板的Ni含量比奥氏体系不锈钢板少而成本低，因此作为法兰大多主要适用铁素体系不锈钢板，但问题是韧性差。在钢板的韧性低的情况下，在钢板制造管线中钢带通过时或钢带展开时会产生板发生断裂的问题。另外，就法兰加工来说，在切断、冲裁等加工时有可能会发生开裂。进而，在冬季的低温环境下冲击作用时会使得法兰会开裂，产生汽车排气管损伤的问题。5mm以上的厚壁的铁素体系不锈钢板有时韧性特别低，因而存在对于用来制造法兰来说可靠性低这一问题。
因此，为了使用厚壁铁素体系不锈钢板来制造法兰，需要实现使得钢板的韧性提高，特别是需要实现使得热轧钢板或热轧退火和酸洗处理后的钢板的韧性提高。为了解决与铁素体系不锈钢板的韧性有关的问题，已经提出了几个办法。
例如，专利文献1和2公开了用于大量生产板厚为5～12mm的铁素体系不锈钢热轧卷或热轧退火卷的制造条件。专利文献1示出了以含Ti铁素体系不锈钢为对象并且为了对硬度和夏氏冲击值进行调整而将卷取温度设定为570℃以上、将卷浸渍在水中的方法。另外，专利文献2示出了以含Nb铁素体系不锈钢为对象并且为了对硬度和夏氏冲击值进行调整而将热轧终轧温度设定为890℃以上且400℃以下进行卷取、将卷浸渍在水中的方法。
就专利文献1和2所公开的技术来说，从提高热轧板或热轧退火钢板板的韧性的观点考虑，对热轧条件进行了规定，但难以将卷全长控制在上述条件下，并且用来提高韧性的金属组织上的因素不明确。
另外，专利文献3公开了使得铁素体相的晶体取向差小的亚晶界的长度为一定以上的冷轧开裂性优异的铁素体系不锈钢。该铁素体系不锈钢是通过将热轧终轧温度设定为800～1000℃、将卷取温度设定为超过650℃且800℃以下、卷取后浸渍在水槽中的方法来得到的。此外，专利文献4公开了对析出物占晶界的比例进行了规定的韧性优异的铁素体系不锈钢板。
就专利文献3和4所公开的技术来说，通过对晶体晶界的特性、晶体晶界上的析出物进行控制，实现了其韧性的提高，但是并不一定实现了令人满意的作为法兰用原材料的韧性水平。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-140687号公报
专利文献2：日本特开2012-140688号公报
专利文献3：WO2013/085005号公报
专利文献4：日本特开2009-263714号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的在于解决现有技术的问题，有效地制造韧性优异的法兰用铁素体系不锈钢轧制钢材。
用于解决问题的手段
为了解决上述问题，需要对除了上述以外影响韧性的因素进行控制，本申请的发明者们在本发明中就这一点进行了深入研究。即，本申请的发明者们从成分和制造过程中的组织、晶体取向学角度就铁素体系不锈钢板的低温韧性进行了详细研究。其结果是，发现了：就例如5mm以上的厚壁的铁素体系不锈钢板来说，特别是就提高热轧钢板或热轧退火钢板的韧性来说，对母相的晶体取向的方向进行控制是极为有效的。
用于解决上述问题的本发明的主旨为：
(1)一种铁素体系不锈钢轧制钢材，其特征在于，其以质量％计含有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％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，板厚为5mm以上，并且钢板左右两端之间任意位置处的与轧制方向平行的截面中＜011＞方向在距离轧制方向15°以内的晶粒的面积率为20％以上。
(2)根据(1)所述的铁素体系不锈钢轧制钢材，其特征在于，在钢板左右两端之间任意位置处的与轧制方向平行的截面中，晶体取向差低于15°的小倾角晶界的长度的总和相对于晶体晶界的长度的总和为10％以上。
(3)根据(1)或(2)所述的铁素体系不锈钢轧制钢材，其特征在于，其以质量％计还含有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％中的一种或两种以上。
(4)一种铁素体系不锈钢轧制钢材的制造方法，其特征在于，对以质量％计含有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％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的钢水进行熔炼，进行将热轧终轧温度设定为800℃～900℃的热轧工序，以500℃以下的卷取温度进行卷取工序。
(5)根据(4)所述的铁素体系不锈钢轧制钢材的制造方法，其特征在于，钢水以质量％计还含有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％中的一种或两种以上。
(6)根据(4)或(5)所述的铁素体系不锈钢轧制钢材的制造方法，其特征在于，在热轧之后，以10℃/秒以上的加热速度加热到800～1000℃，然后进行退火，接着以10℃/秒以上的冷却速度冷却。
(7)根据(1)～(3)中任一项所述的铁素体系不锈钢轧制钢材，其特征在于，其作为法兰部件来使用。
(8)一种铁素体系不锈钢法兰部件，其特征在于，其是由(1)～(3)中任一项所述的铁素体系不锈钢轧制钢材制成的法兰部件，其在-20℃下的冲击能量为125J以上。
发明效果
根据本发明，不需要新设备就能够有效地制造韧性优异的法兰用铁素体系不锈钢轧制钢材。
附图说明
图1是表示＜011＞取向晶粒比率与夏氏冲击值之间的关系的图。
图2是法兰部件的正视图。
图3是表示图2的法兰部件的低温落锤试验方法的示意图。
具体实施方式
下面，对本发明的限定理由进行说明。
晶粒微细化、析出物微细化和软质化有助于提高韧性，但需要大量的添加元素，难以确保为了将厚度为5mm以上的厚壁的铁素体系不锈钢热轧板或热轧退火钢板用于制造法兰的充分韧性。
本发明着眼于作为母相的铁素体相的晶体取向，对其与韧性之间的关系进行了详细调查，结果发现了：通过使得晶粒的稳定取向即＜011＞方向在距离轧制方向15°以内的晶粒(以下也称为“＜011＞取向晶粒”)以面积率计形成20％以上，钢板的韧性提高。
图1表示以各种制法制得的板厚不同的钢(17％Cr-0.34％Nb-0.005％C-0.01％N)的热轧板或热轧退火钢板的＜011＞取向晶粒比率与夏氏冲击值之间的关系。这里，就晶体取向来说，使用EBSP(Electron Back-Sccetering Difraction pattern，电子背散射衍射图案)，由热轧钢板或热轧退火钢板在左右两端之间的与轧制方向平行的全板厚的截面对每单位面积的每个晶粒的取向进行了测定，并且对上述截面的每单位面积的＜011＞方向在距离轧制方向15°以内的晶粒的面积率(以下也称为“＜011＞取向晶粒比率”)进行了测定。另外，就夏氏冲击值来说，由热轧退火钢板采集V形缺口试验片(在宽度方向上施加V形缺口)，并以JISZ2242为基准在0℃下进行了测量。
如图1所示，当＜011＞取向晶粒比率为20％以上时，夏氏冲击值提高，韧性变得良好。这里，良好的韧性是指具有0℃下的冲击值为7J/cm2以上的冲击值，在热轧卷展开和通过时不会发生脆性开裂。已知铁素体钢的解理面为{100}面并且沿着该面发生脆性开裂，但是由于当＜011＞取向晶粒发达时裂纹传播方向与解理面所成的角度变大，因此可以认为解理断裂的阻力变大，韧性值提高。
此外，本发明发现了晶体取向差低于15°的小倾角晶界的长度的总和相对于晶体晶界的长度的总和的比率会影响韧性。该特征与上述的＜011＞取向晶粒比率都是用于提高韧性的重要组织形态。
通常来说，通过加工(例如热加工)所导入的位错会在该位错的回复和材料的再结晶过程中发生重排，在上述回复阶段中形成被晶体取向差低于15°的小倾角晶界所包围的晶粒(以下称为“亚晶粒”)，在上述再结晶过程中形成被15°以上的大倾角晶界所包围的粗大晶粒。通常是通过再结晶热处理会使得大倾角晶界的比率增加而小倾角晶界降低，但由于大倾角晶界移动和生长得明显快，因此发生由晶粒粗大化而造成的韧性降低。
本发明发现了：通过以使得上述小倾角晶界的长度的总和为上述截面中的晶体晶界的长度的总和的10％以上的方式形成上述亚晶粒，抑制晶界的移动和生长，有效地作为脆性开裂的阻力起作用。即，使＜011＞取向晶粒比率为20％以上，进而以使上述小倾角晶界的长度的总和为上述截面中的晶体晶界的长度的总和的10％以上的方式形成上述亚晶粒，由此能够使得0℃下的夏氏冲击值提高到11J/cm2以上。通过使得0℃下的夏氏冲击值提高到11J/cm2以上，能够确保在加工法兰时不发生开裂的韧性。
低于15°的小倾角晶界的长度相对于上述截面中的晶体晶界的长度的总和的比率可以通过上述的EBSP取向解析来测定，可以通过与上述＜011＞取向晶粒比率的测定方法相同的方法来测定。此外，就使用EBSP来进行的上述＜011＞取向晶粒比率和上述低于15°的小倾角晶界的长度的比率的测定来说，优选遍及热轧钢板或热轧退火钢板在左右两端之间的任意位置处的与轧制方向平行的长度为1.0mm的全板厚的截面来进行。另外，从钢板的延展性考虑，优选20％以上。
接着，对钢的成分范围进行说明。成分含量的％是指质量％。
C由于因固溶C而造成的硬质化和碳化物析出会使得韧性劣化，因此其含量越少越好。另外，当C含量超过0.08％时，因生成碳化物而发生晶体取向的随机化，抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将其上限设定为0.08％。但是，过度降低会导致精炼成本增加，因此将C含量的下限设定为0.001％。进而，从制造成本、耐蚀性和热轧板韧性考虑，优选设定为0.002％以上且0.015％以下。
Si除了有时作为脱氧元素来添加以外还会使得抗氧化性提高，但由于是固溶强化元素，因此从韧性的观点考虑越少越好。另外，在Si含量超过1.0％的情况下，由于滑动系的变化而抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将其上限设定为1.0％。另一方面，为了确保抗氧化性，将其下限设定为0.01％。但是，由于Si含量的过度降低会导致精炼成本增加，因此从材质、耐初始锈性考虑，优选为0.05％以上且0.9％以下。
Mn与Si同样为固溶强化元素，因此在材质上其含量越少越好。另外，在超过1.0％的情况下，由于生成MnS等析出物而发生晶体取向的随机化，抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将Mn含量的上限设定为1.0％。另一方面，Mn含量的过度降低会导致精炼成本增加，但微量的Mn添加有使得氧化皮剥离性提高的效果，因此将其下限设定为0.01％。此外，从材质、制造成本考虑，优选为0.1％以上且0.5％以下。
P与Mn、Si同样为固溶强化元素，使材料硬质化，因此从韧性的观点考虑，其含量越少越好。另外，在P含量超过0.05％的情况下，由于生成磷化物而发生晶体取向的随机化，抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将其上限设定为0.05％。但是，过度降低会导致原料成本增加，因此将其下限设定为0.01％。进而，从制造成本和耐蚀性考虑，优选为0.015％以上且0.03％以下。
S是使耐蚀性劣化的元素，因此其含量越少越好。另外，在S含量超过0.01％的情况下，由于生成MnS、Ti4C2S2等析出物而发生晶体取向的随机化，抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将其上限设定为0.01％。另一方面，S有与Mn、Ti结合而使得法兰成型中的冲裁性提高的效果，由于该效果是从S含量为0.0002％开始显现出来的，因此将下限设定为0.0002％。进而，从精炼成本、制成燃料部件时抑制间隙腐蚀考虑，S含量优选为0.0010％以上且0.0060％以下。
Cr是使耐蚀性、抗氧化性提高的元素，从法兰所要求的盐害性考虑，需要10.0％以上。另一方面，Cr的过度添加会形成为硬质而使成型性、韧性劣化。另外，在Cr含量超过25.0％的情况下，由于生成粗大的Cr碳化物和氮化物等析出物而发生晶体取向的随机化，抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将上限设定为25.0％。此外，从制造成本、因韧性劣化而造成的制造时的板断裂考虑，优选为10.0％以上且18.0％以下。
N与C同样会使韧性和耐蚀性劣化，因此其含量越少越好。另外，在N含量超过0.05％的情况下，由于生成氮化物而发生晶体取向的随机化，抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将其上限设定为0.05％。但是，由于N含量的过度降低会导致精炼成本增加，因此将下限设定为0.001％。此外，从制造成本和加工性以及初始锈性考虑，优选为0.005以上且0.02％以下。
进而，本发明优选选择性地含有以下所示的元素。
Ti与C、N、S结合而使得耐蚀性、耐晶界腐蚀性、韧性提高，因此是根据需要添加的元素。C、N固定作用是从0.01％开始显现出来的，因此将其下限设定为0.01％。另外，超过0.4％的Ti添加不仅会硬质化，而且粗大的Ti(C,N)化合物会析出而使得韧性显著劣化，并且还会抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将Ti含量的上限设定为0.4％。此外，从制造成本等考虑，优选0.05％以上且0.25％以下。
Nb除了使高温强度提高以外，还与Ti同样地与C、N结合而使得耐蚀性、耐晶界腐蚀性、韧性提高，因此是根据需要添加的。其作用是在Nb含量为0.01％以上的情况下显现出来的，因此将其下限设定为0.01％。但是，当过度添加Nb时，不仅钢板被硬质化而使钢板的成型性劣化，而且由于粗大的Nb(C,N)化合物、热过程会使得(Fe,Nb)6C和Fe2Nb析出而使钢板的韧性显著劣化，并且还会抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将上限设定为0.6％。此外，从原料成本、间隙腐蚀性考虑，优选0.1％以上且0.45％以下。
B是通过向晶界偏析而使产品的二次加工性提高的元素，其使得法兰的冲裁性提高，因此是根据需要添加的。该作用是在B含量为0.0002％以上的情况下显现出来的，因此将B含量的下限设定为0.0002％。但是，过度添加B不仅会使硼化物析出而使钢板的韧性劣化，而且还会抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将上限设定为0.0030％。此外，从成本、降低延展性考虑，优选0.0003％以上且0.0010％以下。
Al有时会作为脱氧元素添加，其作用是从0.005％以上的Al含量开始显现出来的，因此将下限设定为0.005％。另外，0.3％以上的Al添加不仅会使得钢板的韧性降低、焊接性和表面品质劣化，而且还会抑制＜011＞取向晶粒发达，将其上限设定为0.3％。此外，从精炼成本考虑，优选0.01％以上且0.1％以下。
Ni通过抑制间隙腐蚀、促进再钝化而使耐初始锈性提高，因此是根据需要添加的。其作用是在Ni含量为0.1％以上的情况下显现出来的，因此将下限设定为0.1％。但是，过度添加不仅会硬质化而使成型性劣化，而且还会抑制＜011＞取向晶粒发达或使得容易发生应力腐蚀开裂，因此将上限设定为1％。此外，从原料成本考虑，优选0.1％以上且0.5％以下。
Mo是使耐蚀性、高温强度提高的元素，特别是在法兰部件具有间隙结构的情况下是为了抑制间隙腐蚀所需的元素。其作用在Mo含量为0.1％以上时显现出来，因此将下限设定为0.1％。另外，当Mo含量超过2.0％时，成型性显著劣化或制造时的韧性显著劣化，抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将上限设定为2.0％。此外，从制造成本考虑，优选0.1％以上且1.2％以下。
Cu不仅提高高温强度而且还抑制间隙腐蚀、促进再钝化，因此是根据需要添加的。其作用在Cu含量为0.1％以上时显现出来，因此将下限设定为0.1％。但是，过度添加不仅由于析出ε-Cu使钢板硬质化而使得钢板的成型性和韧性劣化，而且还会抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将上限设定为3.0％。此外，从制造时的酸洗性等考虑，优选0.1％以上且1.2％以下。
V不仅抑制间隙腐蚀而且以微量添加还有助于提高韧性，因此是根据需要添加的。其作用是从V含量为0.05％以上开始显现出来的，因此将下限设定为0.05％。但是，过度的V添加不仅会使钢板硬质化而使钢板的成型性劣化，而且还由于析出粗大的V(C,N)化合物而导致钢板的韧性劣化以及抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将上限设定为1.0％。此外，从原料成本和初始锈性考虑，优选0.07％以上且0.2％以下。
Mg除了有时作为脱氧元素来添加以外，还是使板坯的组织微细化、有助于提高成型性的元素。另外，Mg氧化物有成为Ti(C,N)化合物、Nb(C,N)化合物等碳氮化物的析出位点而使它们微细分散析出的效果。该作用是在V含量0.0002％以上显现出来的，有助于提高韧性，因此将下限设定为0.0002％。但是，过度添加不仅会导致焊接性、耐蚀性的劣化，而且还由于形成粗大的析出物而导致＜011＞取向晶粒被抑制，因此将上限设定为0.0030％。从精炼成本考虑，优选0.0003％以上且0.0010％以下。
Sn、Sb有助于提高耐蚀性和高温强度，因此根据需要添加0.01％以上。添加超过0.3％不仅有可能在制造钢板时会使得板坯发生开裂，而且还会抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将上限设定为0.3％。此外，从精炼成本、制造性考虑，优选0.01％以上且0.15％以下。
Zr、Ta和Hf与C、N结合而有助于提高韧性，因此根据需要添加0.01％以上。但是，添加超过0.1％不仅有时会导致成本增大，而且还会导致制造性显著劣化、抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将上限设定为0.1％。此外，从精炼成本、制造性考虑，优选0.01％以上且0.08％以下。
W有助于提高耐蚀性和高温强度，因此根据需要添加0.01％以上。添加超过2.0％会导致制造钢板时的韧性劣化、抑制＜011＞取向晶粒发达，而且会导致成本增大，因此将上限设定为2.0％。此外，从精炼成本、制造性考虑，优选0.01％以上且1.0％以下。
Co有助于提高高温强度，因此根据需要添加0.01％以上。添加超过0.2％会导致制造钢板时的韧性劣化、抑制＜011＞取向晶粒发达，而且会导致成本增大，因此将上限设定为0.2％。此外，从精炼成本、制造性考虑，优选0.01％以上且0.1％以下。
Ca是有时为了脱硫而添加的，其效果是在Ca含量为0.0001％以上显现出来的，因此将下限设定为0.0001％。然而，添加超过0.0030％会生成粗大的CaS，使韧性、耐蚀性劣化、抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将上限设定为0.0030％。此外，从精炼成本、制造性考虑，优选0.0003～0.0020％。
REM(稀土元素)是有时从通过各种析出物的微细化来提高韧性、提高抗氧化性的观点考虑根据需要而添加的，其效果是在REM含量为0.001％以上显现出来的，因此将下限设定为0.001％。然而，添加超过0.05％不仅会使得铸造性显著变差，而且还会抑制＜011＞取向晶粒发达，因此将上限设定为0.05％。此外，从精炼成本、制造性考虑，优选0.001～0.01％。此外，本发明中，REM依照通常的定义是指钪(Sc)、钇(Y)这两个元素和镧(La)到镥(Lu)这十五种元素(镧系元素)的总称。既可以单独添加，也可以是混合物。
Ga是为了提高耐蚀性、抑制氢脆化而可以添加0.1％以下。从形成硫化物、氢化物的观点考虑，将Ga含量的下限设定为0.0002％。优选为0.0010％以上。进而，从制造性、成本的观点和＜011＞取向晶粒发达的观点考虑，优选为0.0040％以下。
本发明虽然就其他成分没有特别规定，但可以根据需要在本发明中添加0.001％以上且0.1％以下的Bi等。此外，优选尽可能降低As、Pb等通常有害的元素或杂质元素。
接着，对制造方法进行说明。
本发明的轧制钢材是通过制钢-热轧、制钢-热轧-酸洗或制钢-热轧-退火-酸洗的工序制造的。在制钢中，优选对含有上述必须成分和根据需要添加的成分的钢进行转炉熔炼接着进行二次精炼的方法。熔炼得到的钢水依照公知的铸造方法(连续铸造)制成板坯。将板坯加热到规定温度，以连续轧制进行热轧到规定板厚。
本发明对热轧中的终轧温度和卷取温度进行规定。
热轧的终轧温度变得越高温，终轧之后铁素体相的加工应变越会被除去，并且组织回复越会被促进，上述亚晶粒以其＜011＞方向距离轧制方向为15°以内的方式形成，钢板的韧性提高。另一方面，当终轧温度低于800℃时，具有除了＜011＞取向晶粒以外的取向(＜001＞取向等)的晶粒会因为热轧剪切应变而生成并发达。通过将终轧温度设定为800℃以上，抑制其他取向的晶粒生成和发达，作为上述亚晶粒的＜011＞取向晶粒能够以相对于全板厚的截面的面积率换算计为20％以上的方式生成，因此将终轧温度设定为800℃以上。然而，终轧温度的过度高温化不仅会抑制＜011＞取向晶粒的生成，而且还会导致酸洗性的降低，因此将终轧温度的上限设定为900℃。此外，从表面缺陷考虑，优选810～880℃。
在热轧工序中的终轧之后，以500℃以下实施卷取工序。
当以超过500℃的高温进行卷取工序时，生成会导致韧性降低的析出物，由于显现出475℃脆性而使得钢带低韧化，因此将卷取工序的上限温度设定为500℃。另外，为了对以终轧温度为800℃以上实施终轧时所形成的上述亚晶粒即＜011＞取向晶粒的晶体取向旋转进行抑制，并且为了不形成为再结晶组织，需要将卷取工序的温度的上限设定为500℃。然而，过度的低温化会导致卷形状变得不良，因此将卷取工序的温度的下限设定为200℃。此外，从形状稳定性、酸洗性考虑，卷取工序优选在300℃以上且450℃以下进行。另外，热轧板厚设定为作为法兰经常使用的5mm以上，当过度厚壁化时，韧性会极度地降低，因此优选5mm以上且20mm以下。更加优选6mm以上且15mm以下。
在热轧后进行退火-酸洗工序的板通过的情况下，对退火条件进行规定。
伴随着退火温度的高温化，回复、再结晶进一步进行，＜011＞取向晶粒减少。为了抑制该作用，加热到800～1000℃。当退火温度低于800℃时，热轧工序时的加工组织会残留，从而回复进行得不充分，钢板变为硬质，因此钢板的韧性变得不良。另外，当退火温度超过1000℃时，再结晶结束后的晶粒生长显著进行，并且晶体取向的随机化进一步进行，＜011＞取向晶粒减少，因此钢板的韧性明显劣化。另外，从析出物的固溶化、抑制晶粒的粗大化和＜011＞取向晶粒残留的观点考虑，优选以850～950℃进行退火。
当以上述退火温度对钢板或钢带进行加热时，将加热速度设定为10℃/秒以上。当加热速度比该值慢时，再结晶进一步进行而会发生亚晶粒的消失和晶粒的粗大化，＜011＞取向晶粒减少而使得钢板的韧性劣化。＜011＞取向晶粒在加热速度低于10℃/秒时减少的主要原因为下述原因：加热中会产生其他取向晶粒，＜011＞取向晶粒伴随着上述其他取向发达而被侵蚀。特别是，＜112＞、＜100＞取向晶粒发达，难以使得＜011＞取向晶粒的存在比率为20％以上。
另外，冷却速度也设定为10℃/秒以上，这是为了抑制在冷却过程中形成会引起韧性劣化的析出物。此外，当冷却速度低于10℃/秒时，在冷却过程中发生晶体取向变化而使得＜011＞取向晶粒比率降低。另外，从生产性考虑，优选加热速度为15℃/秒以上、冷却速度为15℃/秒以上。此外，只要是本发明的成分组成，则以上述的冷却速度就可充分地显现出效果。就算以比上述速度高速(例如50℃/秒以上)的冷却速度进行冷却，本发明的效果也会饱和。从表面品位、钢板形状、制造成本考虑，本发明优选将冷却速度设定为低于50℃/秒。
具有本发明的成分并且由上述热轧工序制得的铁素体系不锈钢轧制钢材构成本发明的热轧钢板或热轧钢带。具有本发明的成分并且在上述热轧之后经过了上述退火工序的铁素体系不锈钢轧制钢材构成本发明的热轧退火钢板或热轧退火钢带。本发明的热轧钢板或热轧钢带或者本发明的热轧退火钢板或热轧退火钢带以JISZ2242为基准在0℃下测量得到的夏氏冲击值均为11J/cm2以上，能够确保在加工法兰时不会发生开裂的韧性。
此外，如后述的实施例所示，由本发明的铁素体系不锈钢轧制钢材制得的法兰部件基于在-20℃下施加125J以下的冲击能量，不会发生开裂，低温韧性优异。
实施例
对表1-1和表1-2所示的成分组成的钢水分别进行熔炼，铸造为板坯，将板坯热轧到5mm厚以上，由此制造出热轧卷。上述热轧卷通过将热轧终轧温度控制在810～880℃、将卷取温度控制在300～450℃来进行制造。然后，如表1-1和表1-2所示，还制造出实施了退火工序的卷。作为上述退火工序的条件，退火温度设定为850～950℃，加热速度和冷却速度均设定为15℃/秒。由这些热轧板或热轧退火钢板采集出晶体取向评价样品和夏氏冲击试验片。在热轧钢板或热轧退火钢板的左右两端之间，标本性地露出与轧制方向平行的长度1.0mm的全板厚的截面，就露出来的该截面使用EBSP对每个晶粒的取向进行了测定，对＜011＞方向在距离轧制方向15°以内的晶粒的面积率(＜011＞取向晶粒比率)(面积％)进行了测定。另外，上述＜011＞取向晶粒比率是对所测定的截面中具有低于15°的晶体取向差的小倾角晶界的长度的总和与上述全板厚的截面中晶体晶界的长度的总和的比率进行了测定。通过上述方法以JISZ2242为基准实施了夏氏冲击试验。此外，表1-2中，符号“*”表示偏离了本发明。
表2-1
表2-2
符号″*"表示偏离了本发明。
表2-1和表2-2示出结果。在表2-2中，符号“*”表示偏离了本发明。另外，“低于15°的小倾角晶界的比率”是指对上述＜011＞取向晶粒比率进行了测定的截面中具有低于15°的晶体取向差的小倾角晶界的长度的总和与上述截面中晶体晶界的长度的总和的比率。
本发明例A1～A20是具有本发明的成分并且由本发明的制造方法制得的热轧板或热轧退火钢板。本发明例均是：A1～A20的＜011＞取向晶粒比率为20％以上，低于15°的小倾角晶界的比率为10％以上，0℃下的冲击值为11J/cm2以上。只要是具有0℃下的冲击值为7J/cm2以上的冲击值的钢，在热轧卷展开和通过时就不发生脆性开裂，因此可知本发明的铁素体系不锈钢轧制钢板具有充分的韧性。
与此相对，比较例B1～B26是某种成分在本发明范围之外的热轧板或热轧退火钢板。就比较例B1～B26来说，＜011＞取向晶粒比率低于20％、低于15°的小倾角晶界的比率低于10％、0℃下的冲击值达不到7J/cm2的例子多。
就具有本发明的成分的钢，如表3所示那样示出对热轧条件和退火条件进行变更而制得的卷的评价结果。表3的“钢No.”栏所示的符号对应于表1的“No.”栏所示的钢板的符号。即，表3所示的各钢板与对应于表3的“钢No.”栏所示的符号的表1中该符号的钢板具有相同组成，并且是由表3所述的制造方法制造得到的。表3的本发明例C1～C24的钢板是通过本发明的制造条件来制造的，具有良好的韧性。而比较例D1～D6的钢板的某种制造条件在本发明范围之外，＜011＞取向晶粒比率低于20％，低于15°的小倾角晶界的比率低于10％，0℃下的冲击值没有达到7J/cm2。
另外，以本发明例C1～C24的钢板和比较例D1～D6的钢板为原材料，分别制造出如图2所示那样左右对称形状的法兰部件1。上述法兰部件1在其中央设置具有直径为55mm的内径的孔11，在上述孔11的左右设置使螺栓等固定金属配件通过的孔12，壁厚最薄的缘部11a和11b在上述孔11的上下被形成为相对于上述孔11的中心上下对称。
此外，上述孔11的内径相对于与上述法兰部件外接的椭圆5的短径的比率为0.65，上述缘部11a和11b的壁厚相对于上述椭圆5的短径的比率均为0.18。
就上述法兰部件1，使用图3所示的低温落锤试验2来实施了低温落锤试验。上述低温落锤试验是使用落锤试验装置2来进行的。首先，以使得被冷却到-20℃的法兰部件1的壁厚最薄部分11a和11b位于上端和下端的方式，使法兰部件1直立并固定在固体台4之上。接着，使重量为16kg的锤3由80cm的高度自由落下到上述薄壁部分11a的侧面，目测观察法兰部件1有无开裂。此时，对法兰部件施加的能量为125J。将法兰部件冷却到-20℃的方法如下：通过恒温恒湿槽或乙醇和液氮进行温度调整，在-20℃下保持10分钟，然后施加冲击。
将上述低温落锤试验的结果示于表3。在表3中，符号“*”表示偏离了本发明。由表3可知：由本发明例C1～C24制作成的法兰部件基于在-20℃下施加125J以下的冲击能量不会发生开裂。这样，根据本发明，能够提供低温韧性优异的法兰部件。
与此相对，作为以本发明范围之外的制造条件制得的热轧板或热轧退火板的比较例D1～D6基于上述冲击能量会发生开裂，不具有足够的韧性。
表3
此外，制造设备或制造工序中的其他条件只要适当选择就行。例如，热轧设备既可以是连续式串联式轧机也可以是可逆式轧机，还可以在轧制中途使用具有保热装置的斯特克尔式轧机(steckel-mill)。板坯厚度、热轧板厚等只要适当设计就行。在热轧卷取之后也可以浸渍于水冷池中。就热轧后或热轧退火后的酸洗来说，对于喷丸、弯曲、刷洗等机械除氧化皮方法只要适当选择就行；对于酸液也可以采用硫酸、硝酸-氢氟酸(nitric-hydrofluoric acid)等既定条件。此外，其后还可以实施卷磨削、喷丸处理以及涂覆、镀覆等各种表面处理。
产业上的可利用性
由以上说明可知：本发明的铁素体系不锈钢轧制钢材的制造性优异，并且还确保了制作法兰时和使用时的韧性。即，通过将适用了本发明的材料特别作为汽车、摩托车用部件来使用，能够实现可靠性的确保，能够提高社会贡献度，在产业上是极为有益的。
符号说明
1 法兰部件
2 落锤试验装置
3 锤
4 固定台
11 孔
11a、11b 缘部
5 外接椭圆

Claims (8)

1.一种铁素体系不锈钢轧制钢材，其特征在于，其以质量％计含有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％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
板厚为5mm以上，并且钢板左右两端之间任意位置处的与轧制方向平行的截面中＜011＞方向在距离轧制方向15°以内的晶粒的面积率为20％以上。
2.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢轧制钢材，其特征在于，在钢板左右两端之间任意位置处的与轧制方向平行的截面中，晶体取向差低于15°的小倾角晶界的长度的总和相对于晶体晶界的长度的总和为10％以上。
3.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢轧制钢材，其特征在于，其以质量％计还含有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％中的一种或两种以上。
4.一种铁素体系不锈钢轧制钢材的制造方法，其特征在于，对以质量％计含有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％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的钢水进行熔炼，
进行将热轧终轧温度设定为800℃～900℃的热轧工序，
以500℃以下的卷取温度进行卷取工序。
5.根据权利要求4所述的铁素体系不锈钢轧制钢材的制造方法，其特征在于，钢水以质量％计还含有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％中的一种或两种以上。
6.根据权利要求4或5所述的铁素体系不锈钢轧制钢材的制造方法，其特征在于，在热轧之后，以10℃/秒以上的加热速度加热到800～1000℃，然后进行退火，接着以10℃/秒以上的冷却速度冷却。
7.根据权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢轧制钢材，其特征在于，其作为法兰部件来使用。
8.一种铁素体系不锈钢法兰部件，其特征在于，其是由权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢轧制钢材制成的法兰部件，其在-20℃下的冲击能量为125J以上。
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