JP6550325B2 - Ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flange and method of manufacturing the same - Google Patents
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Description
本発明は、フランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges and a method of manufacturing the same.
自動車の排ガス経路は、エキゾーストマニホールド、ＥＧＲ（Exhaust Gas Recirculation）、マフラー、触媒、ＤＰＦ（Diesel particulate filter）、尿素ＳＣＲ（Selective Catalytic Reduction）、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には、フランジと呼ばれる締結部品が多く使用されている。フランジを用いるフランジ接合は、加工工数が少なくて済むとともに、作業空間が狭くて済むため、自動車の排気系部品の接合に積極的に採用されている。自動車の排気系部品のフランジ接合には、振動による騒音および剛性確保の観点から、板厚６ｍｍ以上の厚手フランジが使用されることが多い。 The exhaust gas path of a car consists of various parts such as exhaust manifold, EGR (Exhaust Gas Recirculation), muffler, catalyst, DPF (Diesel particulate filter), urea SCR (Selective Catalytic Reduction), flexible tube, center pipe and front pipe etc. . When connecting these parts, many fastening parts called flanges are used. The flange connection using the flange requires less processing steps and has a smaller working space, so it is actively adopted for bonding exhaust system parts of automobiles. In order to secure noise and rigidity due to vibration, a thick flange having a plate thickness of 6 mm or more is often used for flange joining of exhaust system parts of automobiles.
従来、フランジの素材としては、普通鋼板が利用されている。フランジは、素材に打ち抜き加工およびプレス成形などの工程を行うことにより製造されている。
しかしながら、普通鋼板からなるフランジは、ステンレス鋼からなる他の自動車の排気系部品に比べて耐食性に劣る。その結果、フランジは、錆の発生が目立ち、美観を損なう原因となる場合があった。
このため、フランジに使用する素材においては、普通鋼板からステンレス鋼板への変更が進められつつある。
Conventionally, ordinary steel plates are used as the material of the flanges. The flange is manufactured by performing processes such as punching and press forming on a material.
However, a flange made of ordinary steel plate is inferior in corrosion resistance to other exhaust system parts made of stainless steel. As a result, the occurrence of rust is noticeable in the flange, which may cause the appearance to be impaired.
For this reason, in the material used for the flange, the change from the ordinary steel plate to the stainless steel plate is in progress.
フランジの素材に用いるステンレス鋼板として、オーステナイト系ステンレス鋼板を用いると、一般に８％以上のＮｉを含むためコストが高くなる。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と比較してＮｉ含有量が少なく、低コストである。しかし、フェライト系ステンレス鋼板は、普通鋼板と比較して靭性に劣る。 When an austenitic stainless steel plate is used as a stainless steel plate used for the material of the flange, the cost is generally high because it contains 8% or more of Ni. Ferritic stainless steel plates have lower Ni content and lower cost than austenitic stainless steel plates. However, ferritic stainless steel plates are inferior in toughness compared to ordinary steel plates.
フェライト系ステンレス鋼は、靭性が低いため、鋼板製造過程におけるライン通板時およびコイル展開時に板破断が生じやすい。特に、板厚が５ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼板では、靭性が低いために、熱延コイルとして製造出来ず、厚板として製造しなければならない場合があった。
また、フェライト系ステンレス鋼板は、靭性が低いため、フランジを製造する際に行う切断、打ち抜き加工、プレス成型等の工程で、割れが生じることがあった。
Since ferritic stainless steel has low toughness, it is likely to cause plate breakage during line passage and coil expansion in the steel plate manufacturing process. In particular, a ferritic stainless steel plate having a thickness of 5 mm or more can not be manufactured as a hot-rolled coil because of its low toughness, and it may have to be manufactured as a thick plate.
In addition, since the ferritic stainless steel sheet has low toughness, cracking may occur in processes such as cutting, punching, and press forming which are performed in manufacturing a flange.
従来、フェライト系ステンレス鋼板の靱性を向上させる技術として、例えば、特許文献１〜特許文献４に記載の技術がある。
特許文献１には、熱延コイルの冷間展開、冷間圧延及び各種ハンドリング時に発生しがちな割れ等のトラブルを生じることのない、靭性の優れた高純度フェライトステンレス鋼熱延鋼帯を得る製造方法が記載されている。具体的には、熱間圧延した後、直ちに１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度にて急冷を行い、４５０℃以下の温度で巻取る製造方法が開示されている。
Conventionally, as a technique for improving the toughness of a ferritic stainless steel plate, there are techniques described in Patent Literature 1 to Patent Literature 4, for example.
Patent Document 1 discloses a high-purity ferritic stainless steel hot-rolled steel strip excellent in toughness that does not cause problems such as cracking that tends to occur during cold rolling, cold rolling and various handling of hot rolled coils. The manufacturing method is described. Specifically, there is disclosed a manufacturing method in which, after hot rolling, quenching is immediately performed at a cooling rate of 10 ° C./sec or more, and winding is performed at a temperature of 450 ° C. or less.
また、特許文献１に記載の製造方法を実施した熱延鋼帯では、衝撃破面遷移温度が−２０℃以下となることが記載されている。また、特許文献１の実施例には、板厚３ｍｍの熱延鋼帯コイルのコイル展開の可否が示されている。特許文献１に記載の技術によって、巻取り直後に熱延鋼帯を水槽に入れて水冷するような、熱延鋼帯の靭性値にバラツキが多くなる製造方法を避けることが出来る。
しかしながら、特許文献１に記載の技術では、板厚が５ｍｍを超える厚手フェライト系ステンレス鋼板の靭性を改善することは難しかった。
Moreover, in the hot-rolled steel strip which implemented the manufacturing method of patent document 1, it is described that impact fracture surface transition temperature will be -20 degreeC or less. Moreover, in the Example of patent document 1, the propriety of coil expansion of the hot-rolled steel strip coil of 3 mm of board thickness is shown. According to the technique described in Patent Document 1, it is possible to avoid a manufacturing method in which variation in the toughness value of the hot-rolled steel strip increases, such as placing the hot-rolled steel strip in a water tank immediately after winding and cooling with water.
However, with the technique described in Patent Document 1, it has been difficult to improve the toughness of a thick ferritic stainless steel sheet having a thickness of more than 5 mm.
特許文献２には、Ｎｂを０．２０％〜０．８０％含み、Ｃｒ：１３．５％を超え〜１５．５％含む低温靭性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼帯が記載されている。また、特許文献２には、板厚が４．５ｍｍ以上、９．０ｍｍ以下の熱延鋼帯を製造する方法として、８００℃以上で熱間圧延した後に、直ちに水冷し、熱間圧延後の板厚ｔと熱間圧延時の巻き取り温度Ｔがｔ×ｔ≦３６００の関係を満足する温度で巻取る製造方法が記載されている。 Patent Document 2 describes a ferritic stainless steel hot-rolled steel strip excellent in low temperature toughness containing 0.20% to 0.80% of Nb and containing Cr of more than 13.5% to 15.5%. . Moreover, after patent document 2 hot-rolls at 800 degreeC or more as a method of manufacturing a hot-rolled steel strip with a plate | board thickness of 4.5 mm or more and 9.0 mm or less, it water-cools immediately and it is after hot rolling. A manufacturing method is described in which the sheet thickness t and the winding temperature T at the time of hot rolling satisfy the relationship of t × t ≦ 3600.
特許文献３には、熱延コイルを展開して通板するラインにおいて材料割れの問題が安定して防止できるに足る靭性・延性を有し、板厚が５．０〜１２．０ｍｍのＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイルが開示されている。また、特許文献３には、巻取温度を５７０℃以上とし、巻取終了時から５分以上経過後で、かつコイル最外周の表面温度が５５０℃以上である時にコイルを水中に浸漬し、当該水中で１５分以上保持する製造方法が示されている。 In Patent Document 3, Ti-containing steel having a thickness and a thickness of 5.0 to 12.0 mm, which has sufficient toughness and ductility to stably prevent the problem of material cracking in a line for developing and passing a hot-rolled coil. A ferritic stainless steel hot rolled coil is disclosed. In Patent Document 3, the coil is immersed in water when the coiling temperature is 570 ° C. or more, and after 5 minutes or more from the end of the coiling, the surface temperature of the outermost periphery of the coil is 550 ° C. or more. The production method of holding for 15 minutes or more in the water is shown.
特許文献４には、熱延コイルを展開して通販するラインにおいて材料割れの問題が安定して防止できるに足る靭性・延性を有し、板厚が５．０〜１０．０ｍｍのＮｂ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイルが開示されている。また、特許文献４には、ステンレス鋼スラブを仕上圧延温度８９０℃以上で熱間圧延し、巻取前に水冷して巻取温度４００℃以下で巻取ってコイルとし、巻取終了時から３０分以内にコイルを水中に浸漬し、当概水中で１５分以上保持する製造方法が示されている。 In Patent Document 4, an Nb-containing ferrite having toughness and ductility sufficient to stably prevent the problem of material cracking in a line for expanding and ordering a hot-rolled coil and having a plate thickness of 5.0 to 10.0 mm. A stainless steel hot rolled coil is disclosed. Further, according to Patent Document 4, a stainless steel slab is hot-rolled at a finish rolling temperature of 890 ° C. or higher, water-cooled before winding, and wound into a coil at a winding temperature of 400 ° C. or less. A manufacturing method is shown in which the coil is immersed in water within a minute and held for more than 15 minutes in normal water.
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、靭性に優れたフランジを提供できる板厚５ｍｍ以上の靭性に優れたフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板（以下、「熱延鋼板」と略記する場合がある。）、およびその熱延鋼板を効率よく製造できる熱延鋼板の製造方法を提供することを課題とする。 The present invention has been made in view of the above circumstances, and can provide a flange excellent in toughness A ferritic stainless steel hot rolled steel plate for flange excellent in toughness 5 mm or more (hereinafter referred to as "hot-rolled steel plate" An object of the present invention is to provide a method for producing a hot rolled steel sheet which can efficiently produce the hot rolled steel sheet.
本発明者らは、上記課題を解決するために、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性に関して、成分、組織、製造過程における熱間圧延条件に着目して、詳細に研究を行った。
その結果、板厚５ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性を向上させるには、粗熱延工程で得られる粗熱延板における結晶粒径を微細化することが重要であることが分かった。そして、特定の成分とし、粗熱延板における結晶粒径を微細化することで、Ｌ断面（圧延方向に平行な断面）が短径の小さい未再結晶展伸粒を主体とする組織であり、５ｍｍ以上の板厚で優れた靭性を有する熱延鋼板が得られることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
MEANS TO SOLVE THE PROBLEM In order to solve the said subject, the present inventors investigated in detail regarding the toughness of a ferritic stainless steel hot-rolled steel plate paying attention to the component, the structure, and the hot rolling conditions in a manufacturing process.
As a result, in order to improve the toughness of a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet with a plate thickness of 5 mm or more, it is understood that it is important to refine the grain size of the coarse hot rolled sheet obtained in the coarse hot rolling process. The And by making it a specific component and refining the grain size in the coarse hot rolled sheet, the L cross section (a cross section parallel to the rolling direction) has a structure mainly composed of unrecrystallized expanded grains having a short minor diameter. It has been found that a hot rolled steel sheet having excellent toughness can be obtained at a plate thickness of 5 mm or more.
The present invention has been made based on the above findings, and the summary thereof is as follows.
（１）質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０１％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｐ：０．０１〜０．０４％、
Ｓ：０．０００２〜０．０１％、
Ｃｒ：１０〜２０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｔｉ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．６０％以下、
Ｔｉ＋Ｎｂ≧８×（Ｃ＋Ｎ）（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）を満足し、
Ｖ：０．０１〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．３％、
Ｎ：０．００１〜０．０２％含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
板厚が５ｍｍ以上１０ｍｍ以下であり、圧延方向に平行な断面の組織が未再結晶展伸粒を５０％以上含み、前記未再結晶展伸粒の短径の最大値が２５０μｍ以下であることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
(1) mass%,
C: 0.001 to 0.01%,
Si: 0.01 to 1.0%,
Mn: 0.01 to 1.0%,
P: 0.01 to 0.04%,
S: 0.0002 to 0.01%,
Cr: 10 to 20%,
Ni: 0.01 to 1.0%,
Ti: 0.40% or less ,
Nb: 0.60% or less ,
Ti + Nb ≧ 8 × (C + N) (element symbol in the formula represents the content by mass% of the element),
V: 0.01 to 0.40%,
Al: 0.005 to 0.3%,
N: containing 0.001 to 0.02%,
The balance consists of Fe and unavoidable impurities,
The thickness of the plate is 5 mm or more and 10 mm or less, and the structure of the cross section parallel to the rolling direction contains 50% or more of unrecrystallized expanded grains, and the maximum value of the minor diameter of the unrecrystallized expanded grains is 250 μm or less Ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges characterized by
（２）質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．３％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．１％、
Ｓｂ：０．０１〜０．１％、
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）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
(2) mass%,
B: 0.0002 to 0.0030%,
Mo: 0.01 to 2.0%,
Cu: 0.01 to 0.3%,
Mg: 0.0002 to 0.0030%,
Sn: 0.01 to 0.1%
Sb: 0.01 to 0.1%
Zr: 0.01 to 0.1%
Ta: 0.01 to 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: 0.001 to 0.05%,
The ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges according to (1), which contains one or more of 0.002 to 0.1% of Ga: 0.0002 to 0.1%.
（３）（１）または（２）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法であり、
熱延加熱温度を１１４０℃以上１２７０℃以下、且つ、１０２０℃＋１１（Ｃｒ＋３Ｍｏ）±２０℃（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）とする粗熱延を行い、粗熱延板を３０℃以上８０℃以下昇温させてから、８５０℃以上の熱延仕上げ温度で仕上げ熱延した後、冷却し、６５０℃以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
(3) A method for producing a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges according to (1) or (2),
Crude hot-rolling with a hot-rolling temperature of 1140 ° C. to 1270 ° C. and 1020 ° C. + 11 (Cr + 3Mo) ± 20 ° C. (element symbol in the formula represents the content by mass% of the element) Hot rolling is performed at a hot rolling finish temperature of 850 ° C. or higher after raising the temperature of the crude hot rolled sheet at 30 ° C. to 80 ° C., followed by cooling and winding at a winding temperature of 650 ° C. Method of producing a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges
（４）仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を１．５秒以上空冷する工程を含むことを特徴とする（３）に記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。 (4) The method for producing a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flange according to (3), including the step of air-cooling the finished hot rolled sheet immediately after the finish hot rolling for 1.5 seconds or more.
（５）シャルピー衝撃試験におけるエネルギー遷移温度が５０℃以下であり、自動車フランジ部品に用いられることを特徴とする、（１）または（２）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。 (5) The ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flange according to (1) or (2), wherein the energy transition temperature in the Charpy impact test is 50 ° C. or less, and is used for an automobile flange part.
本発明によれば、靭性に優れた板厚５ｍｍ以上のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を提供できる。本発明のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板は、優れた靱性を有し、フランジを製造する際の打ち抜きやプレス成型時の割れ感受性を低減でき、自動車フランジ部品の素材として好適である。
本発明のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法によれば、本発明のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を効率よく製造できる。
According to the present invention, it is possible to provide a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flange having a plate thickness of 5 mm or more, which is excellent in toughness. The ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges of the present invention has excellent toughness, can reduce cracking sensitivity at the time of punching and press molding at the time of manufacturing a flange, and is suitable as a material of automobile flange parts.
According to the method for producing a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for a flange of the present invention, the ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for a flange of the present invention can be produced efficiently.
以下、本発明のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。
フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性を向上させるためには、巻取温度を低温にして、脆化相の析出を抑制する必要がある。フェライト系ステンレス鋼の脆化としては、例えば、４７５℃脆化やσ相の析出による脆化が良く知られている。Ｆｅ２Ｎｂ、Ｆｅ２Ｍｏ等のＬａｖｅｓ相も、フェライト系ステンレス鋼の脆化要因となる。フェライト系ステンレス鋼がＮｂを含む場合には、靭性を向上させるために、Ｍ６Ｃ（Ｆｅ３Ｎｂ３Ｃ）（式中のＭは、Ｆｅおよび／またはＮｂの原子数を表す。）の析出も抑制すべきである。また、フェライト系ステンレス鋼に含まれる大型の介在物（酸化物、窒化物）も、脆性破壊の起点になると考えられている。
Hereafter, the ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges of this invention and its manufacturing method are demonstrated in detail.
In order to improve the toughness of a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet, it is necessary to make the coiling temperature low and to suppress the precipitation of the embrittled phase. As embrittlement of ferritic stainless steel, for example, embrittlement due to 475 ° C. embrittlement or precipitation of σ phase is well known. Laves phases such as Fe 2 Nb and Fe 2 Mo also cause embrittlement of ferritic stainless steel. When the ferritic stainless steel contains Nb, precipitation of M 6 C (Fe 3 Nb 3 C) (wherein M represents the number of atoms of Fe and / or Nb) in order to improve toughness. Should also be suppressed. In addition, large inclusions (oxides, nitrides) contained in ferritic stainless steel are also considered to be the starting point of brittle fracture.
また、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性を向上させるためには、結晶粒径を微細化することが有効である。しかし、高純度フェライト系ステンレス鋼は、相変態が無いため、結晶粒径の微細化が困難である。
また、フランジ用の素材として好適である板厚５ｍｍ以上の鋼板は、例えば、板厚３ｍｍの厚みの薄い鋼板に比べて、延性−脆性遷移温度が数十度高くなる。このため、板厚５ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板では、フランジ用の素材として十分な靭性を確保することは困難であった。
Further, in order to improve the toughness of the ferritic stainless steel hot rolled steel sheet, it is effective to make the crystal grain size finer. However, high-purity ferritic stainless steel does not have phase transformation, so it is difficult to refine the grain size.
In addition, a steel plate having a thickness of 5 mm or more that is suitable as a material for a flange has, for example, a ductile-brittle transition temperature that is several tens of degrees higher than that of a thin steel plate having a thickness of 3 mm. For this reason, in a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet having a thickness of 5 mm or more, it was difficult to secure sufficient toughness as a material for a flange.
本発明者は、熱延鋼板を製造する際の粗熱延工程で得られる粗熱延板の結晶粒径に着目し、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板における結晶粒径と、熱延鋼板の靭性との関係を詳細に調査した。その結果、粗熱延板の結晶粒径を微細化することで、熱延鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な断面）が短径の小さい未再結晶展伸粒を主体とする組織となり、熱延鋼板の靭性が向上することを見出した。 The inventor pays attention to the grain size of the coarse hot rolled sheet obtained in the coarse hot rolling process when producing the hot rolled steel sheet, and the grain size in the ferritic stainless steel hot rolled steel sheet and the toughness of the hot rolled steel sheet The relationship with was investigated in detail. As a result, by refining the crystal grain size of the coarse hot rolled sheet, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction) of the hot rolled steel sheet becomes a structure mainly composed of non-recrystallized expanded grains having a small short diameter, It has been found that the toughness of the hot rolled steel sheet is improved.
粗熱延工程で得られる粗熱延板の結晶粒径を測定することは困難である。しかし、本実施形態における粗熱延板の結晶粒径は、仕上げ熱延後の仕上げ熱延板における組織の形態から推定できる。具体的には、粗熱延板の組織は、仕上げ熱延板におけるＬ断面組織の形態で判定できる。これは、仕上げ熱延板におけるＬ断面組織が、粗熱延板の組織が仕上げ熱延で再結晶せずに展ばされて得られる未再結晶展伸粒を主体とするためである。 It is difficult to measure the grain size of the coarse hot rolled sheet obtained in the coarse hot rolling process. However, the crystal grain size of the rough hot rolled sheet in the present embodiment can be estimated from the form of the structure in the finished hot rolled sheet after finish hot rolling. Specifically, the structure of the rough hot rolled sheet can be determined in the form of L cross-sectional structure in the finished hot rolled sheet. This is because the L cross-sectional structure in the finish hot rolled sheet is mainly composed of unrecrystallized expanded grains obtained by spreading the structure of the coarse hot rolled sheet without recrystallization in finish hot rolling.
本発明者は、靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板とするには、仕上げ熱延で展ばされた未再結晶展伸粒の短径の最大値を２５０μｍ以下とする必要があることを見出した。
本実施形態において、熱延鋼板のＬ断面における未再結晶展伸粒の短径の最大値とは、以下に示す方法により求めた値である。
すなわち、熱延鋼板の圧延方向に平行な断面全厚みの組織を、任意の位置で５視野観察し、５視野中の全ての展伸粒について、厚み方向に最も長い径（短径）を測定する。そして、全ての展伸粒の短径うち、最も長い短径を熱延鋼板のＬ断面における未再結晶展伸粒の短径の最大値とする。
In order to make a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet excellent in toughness, the inventor of the present invention is required to set the maximum value of the minor diameter of the unrecrystallized expanded grains expanded by finish hot rolling to 250 μm or less Found out.
In the present embodiment, the maximum value of the minor axis of the unrecrystallized expanded grain in the L cross section of the heat-rolled steel sheet is a value determined by the method described below.
That is, the structure of the cross-sectional full thickness parallel to the rolling direction of the heat-rolled steel plate is observed at any position in five fields of view, and the longest diameter (short diameter) in the thickness direction is measured for all expanded grains in five fields of view. Do. Then, among the minor axes of all the wrought grains, the longest minor axis is taken as the maximum value of the minor axes of the non-recrystallized expanded grains in the L cross section of the hot rolled steel sheet.
図１は、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板のＬ断面組織の顕微鏡写真である。図１（ａ）は本発明の熱延鋼板であり、図１（ｂ）は従来の熱延鋼板である。図１（ａ）および図１（ｂ）の熱延鋼板は、後述する表１に示す鋼Ｎｏ．Ａ５（Ｔｙｐｅ４３９鋼）の成分を有する板厚５ｍｍのものである。
図１（ａ）に示す本発明の熱延鋼板は、仕上げ熱延で展ばされた未再結晶展伸粒を５０％以上含み、未再結晶展伸粒の短径の最大値が１０９μｍであり、２５０μｍ以下であった。この熱延鋼板を用いてシャルピー衝撃試験片を作成し、シャルピー衝撃試験を行ってエネルギー遷移温度ＴｒＥを求めた。その結果、エネルギー遷移温度ＴｒＥは０℃であり、優れた靱性を有していた。
FIG. 1 is a photomicrograph of L sectional structure of a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet. Fig.1 (a) is a hot rolled sheet steel of this invention, FIG.1 (b) is the conventional hot rolled sheet steel. The hot-rolled steel plates of FIG. 1A and FIG. It has a thickness of 5 mm having a component of A5 (Type 439 steel).
The hot rolled steel sheet of the present invention shown in FIG. 1 (a) contains 50% or more of unrecrystallized expanded grains expanded by finish hot rolling, and the maximum value of the minor diameter of the unrecrystallized expanded grains is 109 μm. Yes, less than 250 μm. Charpy impact test pieces were prepared using this hot-rolled steel sheet, and the Charpy impact test was performed to determine the energy transition temperature TrE. As a result, the energy transition temperature TrE was 0 ° C., and had excellent toughness.
これに対し、図１（ｂ）に示す従来の熱延鋼板は、仕上げ熱延で展ばされた未再結晶展伸粒を５０％以上含むものであった。しかし、未再結晶展伸粒の短径の最大値が８４４μｍであり、２５０μｍ超えであった。この熱延鋼板を用いてシャルピー衝撃試験片を作成し、シャルピー衝撃試験を行ってエネルギー遷移温度ＴｒＥを求めた。その結果、エネルギー遷移温度ＴｒＥは８０℃であり、靱性が不足していた。 On the other hand, the conventional hot rolled steel sheet shown in FIG. 1 (b) contains 50% or more of non-recrystallized expanded grains expanded by finish hot rolling. However, the maximum value of the minor diameter of the unrecrystallized expanded grains was 844 μm, which exceeded 250 μm. Charpy impact test pieces were prepared using this hot-rolled steel sheet, and the Charpy impact test was performed to determine the energy transition temperature TrE. As a result, the energy transition temperature TrE was 80 ° C., and the toughness was insufficient.
また、本発明者は、以下に示すように、エネルギー遷移温度に及ぼす熱延鋼板の組織の影響を調べた。
実験室でＣ：０．００５０％、Ｓｉ：０．１０％、Ｍｎ：０．１０％、Ｐ：０．０２７％、Ｓ：０．００１％、Ｃｒ：１７．２％、Ｎｉ：０．０２％、Ｔｉ：０．１５％、Ｎｂ：０．００１％、Ｖ：０．０５％、Ａｌ：０．０１％、Ｎ：０．００８２％からなる成分の鋼を、２００ｍｍ厚に鋳造し、１１００〜１２５０℃に加熱し、粗熱延で板厚２０〜４０ｍｍに熱延し、複数の粗熱延板（粗バー）を得た。得られた各粗バーを、ヒーターを用いて異なる昇温温度で昇温し、続けて仕上げ熱延を行い、板厚８．０ｍｍの熱延鋼板とした。
得られた熱延鋼板のＬ断面における未再結晶展伸粒の短径の最大値を上記の方法により求め、上記の短径の最大値が異なる熱延鋼板を選び、シャルピー衝撃試験を行って、エネルギー遷移温度ＴｒＥを求めた。その結果を図２に示す。
In addition, the inventor examined the influence of the structure of the hot-rolled steel sheet on the energy transition temperature as described below.
In the laboratory, C: 0.0050%, Si: 0.10%, Mn: 0.10%, P: 0.027%, S: 0.001%, Cr: 17.2%, Ni: 0.02 Steel with a composition consisting of 0.1%, Ti: 0.15%, Nb: 0.001%, V: 0.05%, Al: 0.01%, N: 0.0082%, cast to a thickness of 200 mm, 1100 It heated to -1250 degreeC, and hot-rolled to plate | board thickness 20-40 mm by rough | crude-hot-rolling, and obtained the some rough hot-rolled board (rough bar). Each coarse bar thus obtained was heated to different heating temperatures using a heater, and was subsequently subjected to finish hot rolling to obtain a hot-rolled steel plate having a plate thickness of 8.0 mm.
The maximum value of the minor diameter of the unrecrystallized expanded grain in the L cross section of the obtained hot rolled steel sheet is determined by the above method, and the thermal rolled steel plate having a different maximum value of the minor diameter is selected to conduct a Charpy impact test. The energy transition temperature TrE was determined. The results are shown in FIG.
図２は、エネルギー遷移温度に及ぼす熱延鋼板の組織の影響を示す図である。
図２に示すように、未再結晶展伸粒の短径の最大値が小さい程、エネルギー遷移温度ＴｒＥが小さくなっている。また、図２により、未再結晶展伸粒の短径の最大値が２５０μｍ以下であると、エネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃以下となり、優れた靱性が得られることが分かった。
FIG. 2 is a diagram showing the influence of the structure of the hot-rolled steel sheet on the energy transition temperature.
As shown in FIG. 2, the smaller the maximum value of the minor diameter of the unrecrystallized expanded grain, the smaller the energy transition temperature TrE. Moreover, FIG. 2 shows that the energy transition temperature TrE is 50 ° C. or less when the maximum value of the minor diameter of the non-recrystallized expanded grains is 250 μm or less, and excellent toughness can be obtained.
また、本発明者が検討した結果、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性を向上させるには、粗熱延後、仕上げ熱延の開始までに、粗熱延板の再結晶を完了させることが重要であることが分かった。仕上げ熱延開始段階の粗熱延板に未再結晶組織が残存していると、仕上げ熱延後に粗大な未再結晶展伸粒となり、熱延鋼板の靭性が不足する場合がある。また、仕上げ熱延の開始までに粗熱延板の再結晶が完了していても、粗熱延板の結晶粒径が粗大であると、仕上げ熱延後に粗大な未再結晶展伸粒が生成し、熱延鋼板の靭性が不足する。 Moreover, as a result of the inventors' investigation, in order to improve the toughness of the ferritic stainless steel hot rolled steel sheet, recrystallization of the crude hot rolled sheet may be completed by the start of finish hot rolling after the crude hot rolling. It turned out to be important. If the unrecrystallized structure remains in the rough hot-rolled sheet at the start of the finish hot-rolling stage, coarse unrecrystallized expanded grains may occur after the finish hot-rolling, and the toughness of the hot-rolled steel sheet may be insufficient. In addition, even if recrystallization of the rough hot rolled sheet is completed before the start of finish hot rolling, if the crystal grain size of the crude hot rolled sheet is coarse, coarse unrecrystallized expanded grains are obtained after finish hot rolling. It forms and the toughness of a hot rolled steel sheet runs short.
粗熱延後、仕上げ熱延の開始までの間に、粗熱延板の再結晶を促進するには、粗熱延終了温度を高くすることが重要である。しかし、粗熱延終了温度を高くするために熱延加熱温度を高くしすぎると、加熱炉内でスラブがクリープ変形して撓み、熱延疵が発生しやすくなる。このため、本実施形態では、熱延加熱温度をスラブの高温強度から許容される温度範囲とした。また、最適な熱延加熱温度は、鋼種（ＣｒとＭｏの含有量）によって異なる。このため、本実施形態では、熱延加熱温度を鋼種（ＣｒとＭｏの含有量）に適した温度範囲とした。 In order to promote recrystallization of the rough hot rolled sheet after rough hot rolling and before the start of finishing hot rolling, it is important to increase the rough hot rolling end temperature. However, if the hot-rolling heating temperature is made too high in order to raise the rough hot-rolling end temperature, the slab will be creep-deformed in the heating furnace and it will be prone to generate hot-rolling. For this reason, in the present embodiment, the hot-rolling heating temperature is set to a temperature range that is acceptable from the high temperature strength of the slab. Moreover, the optimal hot-rolling heating temperature changes with steel types (content of Cr and Mo). Therefore, in the present embodiment, the hot rolling heating temperature is set to a temperature range suitable for the steel type (content of Cr and Mo).
さらに、本発明者は、粗熱延後、仕上げ圧延を開始するまでの間に、粗熱延板の再結晶を促進するとともに粗熱延板の結晶粒径を微細化するためには、粗熱延工程で得られた粗熱延板を、仕上げ圧延を開始する前に、誘導加熱装置などを用いて３０℃以上８０℃以下の範囲で昇温させればよいことを見出した。 Furthermore, the inventors of the present invention have suggested that after the rough hot rolling, before the start of finish rolling, in order to promote recrystallization of the coarse hot rolled sheet and to refine the grain size of the coarse hot rolled sheet, It has been found that the coarse hot-rolled sheet obtained in the hot-rolling step may be heated in a range of 30 ° C. or more and 80 ° C. or less using an induction heating device or the like before starting finish rolling.
また、本発明者は、図２に示す結果の得られた実験の際に製造した熱延鋼板において、粗熱延後、仕上げ熱延を開始するまでの間に昇温させた、粗熱延板（粗バー）の昇温温度と、熱延鋼板のＬ断面における未再結晶展伸粒の短径の最大値との関係を調べた。その結果を図３に示す。
図３に示すように、粗熱延工程後、仕上げ熱延前の粗熱延板を昇温させた温度が３０〜８０℃である場合、熱延鋼板のＬ断面組織における未再結晶展伸粒の短径の最大値を小さくする効果が十分に得られることが分かった。
In addition, in the hot-rolled steel sheet manufactured in the experiment shown in FIG. 2, the present inventor heated the crude hot-rolled steel sheet after the rough hot-rolling and before starting the finish hot-rolling. The relationship between the temperature rise temperature of the plate (coarse bar) and the maximum value of the minor axis of the unrecrystallized expanded grain in the L cross section of the hot rolled steel sheet was examined. The results are shown in FIG.
As shown in FIG. 3, when the temperature at which the temperature of the crude hot rolled sheet before finishing hot rolling is raised after the crude hot rolling step is 30 to 80 ° C., unrecrystallized stretch in the L cross-sectional structure of the hot rolled steel sheet It was found that the effect of reducing the maximum value of the minor diameter of the grains was sufficiently obtained.
更に、本発明者が検討した結果、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性をさらに向上させるには、仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を所定時間以上空冷する（水冷を開始せずに停止しておく）ことが効果的であると分かった。仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を空冷すると、仕上げ熱延板が僅かに再結晶し、一部が再結晶組織である熱延鋼板が得られる。空冷による仕上げ熱延板の再結晶を促進するには、仕上げ熱延温度を高くすることが好ましい。 Furthermore, as a result of the present inventor's investigation, in order to further improve the toughness of the ferritic stainless steel hot rolled steel sheet, the finished hot rolled sheet immediately after the finish hot rolling is air cooled for a predetermined time or more (stop without water cooling I found it to be effective. When the finished hot-rolled sheet immediately after finish-hot-rolling is air-cooled, the finished hot-rolled sheet slightly recrystallizes and a hot-rolled steel sheet having a partially recrystallized structure is obtained. In order to promote recrystallization of the finish hot rolled sheet by air cooling, it is preferable to increase the finish hot rolling temperature.
本実施形態の熱延鋼板において、Ｌ断面組織における展伸されている結晶（伸展粒）は、仕上げ熱延によって歪が蓄積された未再結晶であり、仕上げ熱延段階で再結晶しなかったために形成される。また、展伸粒でない結晶（等軸粒）は、主に、仕上げ熱延後に空冷することにより、一定時間高温で保持されて再結晶した（原子の再配列が進み、仕上げ熱延による歪が開放して等軸粒になった）ために形成される。 In the heat-rolled steel sheet of the present embodiment, the crystals (stretched grains) expanded in the L cross-sectional structure are unrecrystallized in which strain is accumulated by finish hot rolling, and are not recrystallized in the finish hot rolling step. Is formed. Also, non-expanded crystals (equiaxial grains) are maintained at a high temperature for a fixed time and recrystallized (mainly due to air rearrangement after finishing hot rolling) (realignment of atoms proceeds, and distortion due to finishing hot rolling is Open to form equiaxed grains).
次に、熱延鋼板の成分範囲について説明する。以下の説明において、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
（Ｃ：０．００１〜０．０１％）
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含有量が０．０１％超であると、炭化物生成に起因して靭性の低下が生じる。このため、Ｃ含有量の上限を０．０１％とした。但し、Ｃ含有量の過度の低減は精錬コストの増加に繋がる。このため、Ｃ含有量の下限を０．００１％とした。更に、製造コスト、耐食性および熱延鋼板の靭性を考慮すると、Ｃ含有量は０．００２〜０．００８％が望ましい。
Next, the component range of the heat-rolled steel plate will be described. In the following description, “%” of the content of each element means “mass%”.
(C: 0.001 to 0.01%)
Since C degrades toughness by hardening due to solid solution C and carbide precipitation, the smaller its content, the better. In addition, when the C content is more than 0.01%, toughness is reduced due to carbide formation. Therefore, the upper limit of the C content is set to 0.01%. However, excessive reduction of the C content leads to an increase in the refining cost. Therefore, the lower limit of the C content is 0.001%. Furthermore, in consideration of manufacturing cost, corrosion resistance and toughness of the hot-rolled steel sheet, the C content is preferably 0.002 to 0.008%.
（Ｓｉ：０．０１〜１．０％）
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。しかし、Ｓｉは、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。特に、Ｓｉ含有量が１．０％超であると、靭性の低下が顕著に生じる。このため、Ｓｉ含有量の上限を１．０％とした。一方、耐酸化性確保のため、Ｓｉ含有量の下限を０．０１％とした。但し、Ｓｉ含有量の過度の低減は、精錬コストの増加に繋がる。このため、Ｓｉ含有量は、材質や耐初期錆び性を考慮して０．０５〜０．９％が望ましい。
(Si: 0.01 to 1.0%)
In addition to being added as a deoxidizing element, Si brings about the improvement of oxidation resistance. However, since Si is a solid solution strengthening element, the smaller the better in terms of toughness, the better. In particular, when the Si content is more than 1.0%, the toughness is significantly reduced. Therefore, the upper limit of the Si content is 1.0%. On the other hand, in order to secure oxidation resistance, the lower limit of the Si content is set to 0.01%. However, excessive reduction of the Si content leads to an increase in the refining cost. Therefore, the Si content is preferably 0.05 to 0.9% in consideration of the material and the initial rust resistance.
（Ｍｎ：０．０１〜１．０％）
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。特に、Ｍｎ含有量が１．０％超であると、熱間圧延時にγ相の析出による再結晶の遅延が生じて靭性が低下することがある。このため、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。また、微量のＭｎ添加はスケール剥離性を向上させる。このため、Ｍｎ含有量の下限は０．０１％とした。更に、Ｍｎ含有量は、材質や製造コストを考慮すると０．１〜０．５％が望ましい。
(Mn: 0.01 to 1.0%)
Mn, like Si, is a solid solution strengthening element, so the lower the content, the better the material. In particular, if the Mn content is more than 1.0%, recrystallization may be delayed due to the precipitation of the γ phase during hot rolling, and the toughness may be reduced. Therefore, the upper limit of the Mn content is 1.0%. On the other hand, excessive reduction of the Mn content leads to an increase in the refining cost. In addition, addition of a slight amount of Mn improves scale removability. Therefore, the lower limit of the Mn content is 0.01%. Further, the Mn content is preferably 0.1 to 0.5% in consideration of the material and the manufacturing cost.
（Ｐ：０．０１０〜０．０４％）
Ｐは、フェロクロムなどの原料から不可避的不純物として混入する元素である。Ｐは、ＭｎやＳｉ以上に固溶強化能が強い。Ｐは、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含有量が０．０４％超であると、リンの粒界偏析に起因した脆化が生じる。このため、Ｐ含有量の上限を０．０４％とした。但し、Ｐ含有量の過度の低減は、原料コストの増加に繋がる。このため、Ｐ含有量の下限を０．０１％とした。更に、Ｐ含有量は、製造コストと耐食性を考慮すると０．０１５〜０．０３％が望ましい。
(P: 0.010 to 0.04%)
P is an element mixed as an unavoidable impurity from a raw material such as ferrochrome. P has a stronger solid solution strengthening ability than Mn or Si. Since P hardens the material, the smaller the content, the better from the viewpoint of toughness. When the P content is more than 0.04%, embrittlement occurs due to grain boundary segregation of phosphorus. Therefore, the upper limit of the P content is 0.04%. However, excessive reduction of the P content leads to an increase in raw material cost. Therefore, the lower limit of the P content is set to 0.01%. Furthermore, the P content is preferably 0.015% to 0.03% in consideration of manufacturing cost and corrosion resistance.
（Ｓ：０．０００２〜０．０１％）
Ｓは、原料から不可避的不純物として混入する元素である。Ｓは、耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良い。Ｓ含有量が０．０１％超であると、ＭｎＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２等の析出物生成に起因して粗熱延における再結晶が遅延する傾向が見られる。このため、Ｓ含有量の上限を０．０１％とした。一方、Ｓは、Ｍｎおよび／またはＴｉと結合して、フランジ成形の際における打ち抜き性を向上させる効果がある。この効果を発現するＳ含有量は、０．０００２％以上であるので、Ｓ含有量の下限を０．０００２％とした。更に、Ｓ含有量は、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、０．００１０〜０．００６０％が望ましい。
(S: 0.0002 to 0.01%)
S is an element mixed as an unavoidable impurity from the raw material. In order that S may degrade corrosion resistance, the smaller its content, the better. When the S content is more than 0.01%, recrystallization in the rough hot rolling tends to be delayed due to the formation of precipitates such as MnS and Ti 4 C 2 S 2 . Therefore, the upper limit of the S content is set to 0.01%. On the other hand, S combines with Mn and / or Ti, and has the effect of improving the punchability at the time of flange formation. Since the S content which expresses this effect is 0.0002% or more, the lower limit of the S content is set to 0.0002%. Furthermore, in consideration of smelting cost and crevice corrosion suppression at the time of using as a fuel component, S content is desirably 0.0010 to 0.0060%.
（Ｃｒ：１０〜２０％）
Ｃｒは、耐食性や耐酸化性を向上させる元素である。フランジに要求される塩害性を考慮すると、Ｃｒ含有量を１０％以上とする必要があり、１０．５％以上であることが好ましい。一方、Ｃｒを過度に添加すると、硬質となり、成形性や靭性を劣化させる。また、Ｃｒを過度に含有すると、固溶Ｃｒによって粗熱延時の再結晶が遅延する傾向がある。Ｃｒ含有量が２０％超であると、仕上げ熱延開始段階の粗熱延板に未再結晶組織が残存し、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量の上限を２０％とした。尚、Ｃｒ含有量は、製造コストや靭性劣化による熱延鋼板の製造時および熱延鋼板を用いたフランジの製造時における板破断を考慮すると、１８％以下が望ましい。
(Cr: 10 to 20%)
Cr is an element that improves corrosion resistance and oxidation resistance. In consideration of the salt damage required for the flange, the Cr content needs to be 10% or more, and preferably 10.5% or more. On the other hand, when Cr is added excessively, it becomes hard and degrades formability and toughness. In addition, if Cr is excessively contained, solid solution Cr tends to delay recrystallization during rough hot rolling. If the Cr content is more than 20%, an unrecrystallized structure remains in the crude hot-rolled sheet at the start of the finish hot-rolling stage, which lowers the toughness of the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet. Therefore, the upper limit of the Cr content is set to 20%. The Cr content is preferably 18% or less in consideration of plate breakage at the time of production of a hot rolled steel sheet due to manufacturing cost and toughness deterioration and at the time of production of a flange using the hot rolled steel sheet.
（Ｎｉ：０．０１〜１．０％）
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。このため、Ｎｉを０．０１％以上含有させる。但し、Ｎｉを過度に含有すると、硬質化し成形性を劣化させる。また、熱間圧延時にオーステナイト相の析出を促進し、粗熱延時の再結晶を遅延させる。さらに、応力腐食割れが生じ易くなる。このため、Ｎｉ含有量の上限を１．０％とした。尚、Ｎｉ含有量は、原料コストを考慮すると、０．０５〜０．５％が望ましい。
(Ni: 0.01 to 1.0%)
Ni improves initial rust resistance by suppressing crevice corrosion and promoting repassivation. For this reason, Ni is contained 0.01% or more. However, when Ni is excessively contained, it hardens and the formability is deteriorated. Further, precipitation of austenite phase is promoted during hot rolling, and recrystallization during coarse hot rolling is delayed. Furthermore, stress corrosion cracking tends to occur. Therefore, the upper limit of the Ni content is 1.0%. In addition, as for Ni content, when the raw material cost is considered, 0.05 to 0.5% is desirable.
（Ｔｉ：０．４０％以下、Ｎｂ：０．６０％以下、Ｔｉ＋Ｎｂ≧８×（Ｃ＋Ｎ）（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。））
Ｔｉおよび／またはＮｂは、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｐ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添加する。特に、Ｃ、Ｎの固定が十分でないと、鋭敏化によりＣｒ欠乏層を生じて耐食性の顕著な低下を生じる。このため、ＴｉとＮｂの合計の含有量（Ｔｉ＋Ｎｂ）の下限値を、ＣとＮの合計の含有量（Ｃ＋Ｎ）の８倍とする。溶接部も含めて耐食性を十分に確保するためには、ＴｉとＮｂの合計の含有量を、ＣとＮの合計の含有量の１０倍以上とすることが望ましい。
(Ti: 0.40% or less , Nb: 0.60% or less , Ti + Nb ≧ 8 × (C + N) (element symbol in the formula represents the content by mass% of the element))
Ti and / or Nb is added to C, N, S and P in order to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance and toughness. In particular, if C and N are not sufficiently fixed, sensitization causes a Cr-depleted layer to cause a marked decrease in corrosion resistance. Therefore, the lower limit value of the total content of Ti and Nb (Ti + Nb) is made eight times the content (C + N) of the total of C and N. In order to sufficiently ensure corrosion resistance including the welded portion, it is desirable to set the total content of Ti and Nb to be 10 times or more of the total content of C and N.
一方、Ｔｉを多量に含有すると、製鋼工程において、溶鋼中に粗大なＴｉＮが析出し、熱延鋼板の靭性が低下する。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．４０％とした。更に、製造コストなどを考慮すると、Ｔｉ含有量は０．１０〜０．２５％が望ましい。
Ｎｂを過度に含有すると、硬質化し、成形性が劣化する。また、Ｎｂを過度に含有すると、粗大なＮｂ（Ｃ、Ｎ）が析出し、熱履歴によっては（Ｆｅ，Ｎｂ）６ＣやＦｅ２Ｎｂが析出して、靭性が著しく劣化する。また、Ｎｂを過度に含有すると、粗熱延時の再結晶を遅延させる。このため、Ｎｂ含有量の上限を０．６０％とした。尚、原料コストや隙間腐食性を考慮すると、Ｎｂ含有量は０．３０〜０．４５％が望ましい。
On the other hand, when a large amount of Ti is contained, coarse TiN precipitates in the molten steel in the steel making process, and the toughness of the heat-rolled steel plate decreases. Therefore, the upper limit of the Ti content is 0.40%. Furthermore, in consideration of the manufacturing cost and the like, the Ti content is desirably 0.10 to 0.25%.
If Nb is excessively contained, it hardens and the formability deteriorates. In addition, when Nb is excessively contained, coarse Nb (C, N) precipitates, and depending on the thermal history, (Fe, Nb) 6 C and Fe 2 Nb precipitate, and the toughness is significantly deteriorated. In addition, if Nb is excessively contained, recrystallization during coarse hot rolling is delayed. Therefore, the upper limit of the Nb content is 0.60%. In view of the raw material cost and the crevice corrosion, the Nb content is preferably 0.30 to 0.45%.
（Ｖ：０．０１〜０．４０％）
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。このため、Ｖを０．０１％以上含有させる。但し、Ｖを過度に含有すると、硬質化し、成形性を劣化させる他、粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）が析出して靭性劣化が生じる。このため、Ｖ含有量の上限を０．４０％とした。尚、Ｖ含有量は、原料コストや初期錆び性を考慮すると、０．０４〜０．２０％が望ましい。
(V: 0.01 to 0.40%)
V not only suppresses crevice corrosion but also contributes to the improvement of toughness by the addition of a small amount. For this reason, V is contained 0.01% or more. However, when V is excessively contained, it hardens and deteriorates the formability, and coarse V (C, N) precipitates to cause toughness deterioration. Therefore, the upper limit of the V content is 0.40%. The V content is preferably 0.04 to 0.20% in consideration of the raw material cost and the initial rusting property.
（Ａｌ：０．００５〜０．３％）
Ａｌは、脱酸元素として添加される元素であり、鋼中の酸化物を低減して熱延鋼板の靭性を向上させる。その効果は、Ａｌ含有量０．００５％以上で発現する。このため、Ａｌ含有量の下限を０．００５％とした。また、Ａｌ含有量が０．３％超であると、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、粗熱延時の再結晶を遅延させる。このため、Ａｌ含有量の上限を０．３％とした。更に、Ａｌ含有量は、精錬コストを考慮すると０．０１〜０．１％が望ましい。
(Al: 0.005 to 0.3%)
Al is an element added as a deoxidizing element, and reduces the oxides in the steel to improve the toughness of the hot rolled steel sheet. The effect is manifested at an Al content of 0.005% or more. Therefore, the lower limit of the Al content is 0.005%. Further, if the Al content is more than 0.3%, the toughness is lowered, the weldability and the surface quality are deteriorated, and the recrystallization at the time of rough hot rolling is delayed. Therefore, the upper limit of the Al content is 0.3%. Furthermore, the Al content is preferably 0.01 to 0.1% in consideration of the refining cost.
（Ｎ：０．００１〜０．０２％）
Ｎは、Ｃと同様に靭性と耐食性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は少ないほど良い。また、Ｎ含有量が０．０２％超であると、凝固時の粗大窒化物生成に起因して靭性の低下が生じ、結晶粒径の微細化だけでは靭性の改善が図れなくなる。このため、Ｎ含有量の上限を０．０２％とした。但し、過度の低下は精錬コストの増加に繋がるため、Ｎ含有量の下限を０．００１％とした。更に、Ｎ含有量は、製造コストと加工性及び初期錆び性を考慮すると０．００５〜０．０１％が望ましい。
(N: 0.001 to 0.02%)
Like C, N degrades toughness and corrosion resistance. Therefore, the smaller the N content, the better. Further, if the N content is more than 0.02%, the toughness is lowered due to the formation of coarse nitride during solidification, and the toughness can not be improved only by the refinement of the crystal grain size. Therefore, the upper limit of the N content is 0.02%. However, since the excessive decrease leads to an increase in the refining cost, the lower limit of the N content is set to 0.001%. Further, the N content is preferably 0.005 to 0.01% in consideration of the manufacturing cost, the processability and the initial rusting property.
フェライト系ステンレス鋼の靭性向上の観点からは低減することが望ましいが、耐食性や耐酸化性、プレス成形性、熱延疵の低減などの観点から、更に、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｗ、Ｃｏ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｇａの１種または２種以上含有してもよい。 It is desirable to reduce from the viewpoint of improving the toughness of ferritic stainless steel, but from the viewpoints of corrosion resistance, oxidation resistance, press formability, reduction of hot rolling, etc., B, Mo, Cu, Mg, Sn, One or more of Sb, Zr, Ta, Hf, W, Co, Ca, REM, and Ga may be contained.
（Ｂ：０．０００２〜０．００３０％）
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る。Ｂは、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。この効果は、Ｂ含有量０．０００２％以上で発現する。このことから、Ｂ含有量の下限を０．０００２％とした。但し、Ｂを過度に含有すると、ほう化物が析出して靭性を劣化させる他、粗熱延時の再結晶を遅延させる。このため、Ｂ含有量の上限を０．００３０％とした。更に、Ｂ含有量は、コストや延性低下を考慮すると、０．０００３〜０．００１０％が望ましい。
(B: 0.0002 to 0.0030%)
B is an element that improves the secondary processability of the product by segregating at grain boundaries. B is added as needed to improve the punchability of the flange. This effect is manifested at a B content of 0.0002% or more. From this, the lower limit of the B content is made 0.0002%. However, when B is excessively contained, the boride precipitates to deteriorate the toughness and also retards recrystallization at the time of rough hot rolling. Therefore, the upper limit of the B content is set to 0.0030%. Further, the B content is preferably 0.0003 to 0.0010% in consideration of the cost and the decrease in ductility.
（Ｍｏ：０．０１〜２．０％）
Ｍｏは、耐食性や高温強度を向上させる元素であり、特に、隙間構造を有する場合には隙間腐食を抑制するために必要な元素である。この効果は、Ｍｏ含有量０．０１％以上で発現する。このため、Ｍｏ含有量の下限を０．０１％とした。また、Ｍｏ含有量が２．０％を越えると、著しく耐酸化性が上がり、熱延加熱時に異常酸化による熱延疵を発生させたり、粗熱延時の再結晶を遅延させ、粗熱延組織の粗大化を生じて靭性低下の原因となったりする。このため、Ｍｏ含有量の上限を２．０％とした。更に、Ｍｏ含有量は、製造コストを考慮すると０．０２〜１．２％が望ましい。
(Mo: 0.01 to 2.0%)
Mo is an element that improves the corrosion resistance and high temperature strength, and in particular, in the case of having a gap structure, it is an element necessary to suppress crevice corrosion. This effect is manifested at a Mo content of 0.01% or more. Therefore, the lower limit of the Mo content is set to 0.01%. In addition, when the Mo content exceeds 2.0%, the oxidation resistance significantly increases, and during hot-rolling heating, hot rolling is caused by abnormal oxidation, or recrystallization during coarse hot rolling is delayed, and coarse hot rolling structure Cause coarsening of the steel and cause a decrease in toughness. Therefore, the upper limit of the Mo content is 2.0%. Furthermore, the content of Mo is preferably 0.02 to 1.2% in consideration of the production cost.
（Ｃｕ：０．０１〜０．３％）
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。このため、Ｃｕは、必要に応じて添加される。この効果は、Ｃｕ含有量０．０１％以上で発現する。このため、Ｃｕ含有量の下限を０．０１％とした。但し、Ｃｕを過度に含有させると、ε−ＣｕやＣｕ−ｒｉｃｈクラスターの析出によって硬質化し、成形性と靭性を劣化させる。このため、Ｃｕ含有量の上限を０．３％とした。尚、Ｃｕ含有量は、製造時の酸洗性等を考慮すると、０．０３〜０．１２％が望ましい。
(Cu: 0.01 to 0.3%)
Cu promotes suppression of crevice corrosion and reactivation as well as high temperature strength improvement. For this reason, Cu is added as needed. This effect is manifested at a Cu content of 0.01% or more. Therefore, the lower limit of the Cu content is 0.01%. However, when Cu is excessively contained, it is hardened by precipitation of ε-Cu and Cu-rich clusters, and the formability and the toughness are deteriorated. Therefore, the upper limit of the Cu content is 0.3%. The Cu content is preferably 0.03 to 0.12% in consideration of the acid pickling property at the time of production and the like.
（Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％）
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）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）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て、靱性向上に寄与する効果がある。この効果は、Ｍｇ含有量０．０００２％以上で発現する。このため、Ｍｇ含有量の下限を０．０００２％とした。但し、Ｍｇを過度に含有すると、溶接性や耐食性、靭性の低下に繋がる。このため、Ｍｇ含有量の上限を０．００３０％とした。Ｍｇ含有量は、精錬コストを考慮すると、０．０００３〜０．００１０％が望ましい。
(Mg: 0.0002 to 0.0030%)
In addition to being added as a deoxidizing element, Mg is an element contributing to the improvement of formability by refining the structure of the slab. In addition, Mg oxide is a precipitation site of carbonitrides such as Ti (C, N) and Nb (C, N), and these are finely dispersed and precipitated to contribute to the improvement of toughness. This effect is manifested at an Mg content of 0.0002% or more. Therefore, the lower limit of the Mg content is set to 0.0002%. However, when Mg is contained excessively, it leads to the fall of weldability, corrosion resistance, and toughness. Therefore, the upper limit of the Mg content is set to 0.0030%. The Mg content is preferably 0.0003 to 0.0010% in consideration of the refining cost.
（Ｓｎ：０．０１〜０．１％、Ｓｂ：０．０１〜０．１％）
ＳｎおよびＳｂは、耐食性と高温強度の向上に寄与する。このため、必要に応じて、Ｓｎを０．０１％以上および／またはＳｂを０．０１％以上含有する。ＳｎおよびＳｂを過度に含有すると、熱延鋼板製造時のスラブ割れが生じる場合がある他、熱延鋼板の靭性においても低下要因となる。このため、Ｓｎ含有量の上限およびＳｂ含有量の上限を０．１％とする。更に、Ｓｎ含有量は、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０２〜０．０５％が望ましい。また、Ｓｂ含有量も、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０２〜０．０５％が望ましい。
(Sn: 0.01 to 0.1%, Sb: 0.01 to 0.1%)
Sn and Sb contribute to the improvement of corrosion resistance and high temperature strength. Therefore, if necessary, 0.01% or more of Sn and / or 0.01% or more of Sb are contained. Excessive inclusion of Sn and Sb may cause slab cracking during the production of the hot rolled steel sheet, and may also decrease the toughness of the hot rolled steel sheet. Therefore, the upper limit of the Sn content and the upper limit of the Sb content are set to 0.1%. Further, the Sn content is preferably 0.02 to 0.05% in consideration of the refining cost and the manufacturability. Also, the Sb content is preferably 0.02 to 0.05% in consideration of the refining cost and the manufacturability.
（Ｚｒ：０．０１〜０．１％、Ｔａ：０．０１〜０．１％、Ｈｆ：０．０１〜０．１％）
Ｚｒ、ＴａおよびＨｆは、Ｃおよび／またはＮと結合して靭性の向上に寄与する。このため、必要に応じて、Ｚｒ０．０１％以上、Ｔａ０．０１％以上、Ｈｆ０．０１％以上の１種または２種以上を含有する。但し、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆのいずれかを０．１％超含有すると、コスト増になる他、大型の炭窒化物析出により熱延鋼板の靭性を著しく劣化させる。このため、Ｚｒ含有量の上限、Ｔａ含有量の上限およびＨｆ含有量の上限を、それぞれ０．１％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆそれぞれの含有量は、０．０５〜０．０８％が望ましい。
(Zr: 0.01 to 0.1%, Ta: 0.01 to 0.1%, Hf: 0.01 to 0.1%)
Zr, Ta and Hf combine with C and / or N to contribute to the improvement of toughness. Therefore, if necessary, one or more of Zr 0.01% or more, Ta 0.01% or more, and Hf 0.01% or more are contained. However, if any of Zr, Ta and Hf is contained in excess of 0.1%, the cost increases and the toughness of the hot-rolled steel sheet is significantly deteriorated due to the large-size carbonitride precipitation. Therefore, the upper limit of the Zr content, the upper limit of the Ta content, and the upper limit of the Hf content are each set to 0.1%. Furthermore, in consideration of refining cost and manufacturability, the content of each of Zr, Ta and Hf is preferably 0.05 to 0.08%.
（Ｗ：０．０１〜２．０％）
Ｗは、Ｍｏと同様に、耐食性と高温強度の向上に寄与する。このため、必要に応じてＷを０．０１％以上含有する。Ｗを２．０％超含有させると、熱延鋼板製造時の靭性劣化ならびにコスト増につながる。このため、Ｗ含有量の上限を２．０％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｗ含有量は、０．０５〜１．０％が望ましい。
(W: 0.01 to 2.0%)
W, like Mo, contributes to the improvement of corrosion resistance and high temperature strength. For this reason, W is contained 0.01% or more as needed. If W is contained in excess of 2.0%, this will lead to toughness deterioration and cost increase during the production of a hot rolled steel sheet. Therefore, the upper limit of the W content is 2.0%. Furthermore, in consideration of refining cost and manufacturability, the W content is preferably 0.05 to 1.0%.
（Ｃｏ：０．０１〜０．２％）
Ｃｏは、高温強度の向上に寄与する。このため、必要に応じてＣｏを０．０１％以上含有する。Ｃｏを０．２％超含有させると、固溶強化や粗熱延時の再結晶抑制による靭性低下を生じる。このため、Ｃｏ含有量の上限を０．２％とする。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、Ｃｏ含有量は０．０２〜０．１％が望ましい。
(Co: 0.01 to 0.2%)
Co contributes to the improvement of high temperature strength. For this reason, Co is contained 0.01% or more as needed. When Co is contained in excess of 0.2%, toughness reduction occurs due to solid solution strengthening and recrystallization suppression during rough hot rolling. Therefore, the upper limit of the Co content is 0.2%. Furthermore, in consideration of refining costs and manufacturability, the Co content is preferably 0.02 to 0.1%.
（Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％）
Ｃａは、脱硫のために添加される場合がある。Ｃａによる脱硫効果は、０．０００１％以上含有することで発現する。このことから、Ｃａ含有量の下限を０．０００１％とした。しかしながら、Ｃａを０．００３０％超含有させると、粗大なＣａＳが生成し、耐食性、靭性を劣化させるため、Ｃａ含有量の上限を０．００３０％とした。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、Ｃａ含有量は０．０００３〜０．００２０％が望ましい。
(Ca: 0.0001 to 0.0030%)
Ca may be added for desulfurization. The desulfurizing effect of Ca is manifested by containing 0.0001% or more. From this, the lower limit of the Ca content is made 0.0001%. However, when Ca is contained in excess of 0.0030%, coarse CaS is generated to deteriorate the corrosion resistance and the toughness, so the upper limit of the Ca content is made 0.0030%. Furthermore, considering the refining cost and manufacturability, the Ca content is preferably 0.0003 to 0.0020%.
（ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％）
ＲＥＭ（希土類元素）は、種々の析出物の微細化による靭性向上および／または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る。ＲＥＭによる効果は、０．００１％以上含有させることで発現する。このことから、ＲＥＭ含有量の下限を０．００１％とした。しかしながら、ＲＥＭを０．０５％超含有させると、鋳造性が著しく悪くなる他、固溶強化や粗熱延時の再結晶抑制により靭性を低下させる。このことからＲＥＭ含有量の上限を０．０５％とした。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、ＲＥＭ含有量は０．００５〜０．０１％が望ましい。
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。これらの元素は、単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
(REM: 0.001 to 0.05%)
REM (rare earth element) may be added as needed from the viewpoint of improvement of toughness and / or improvement of oxidation resistance by refining of various precipitates. The effect by REM is expressed by containing 0.001% or more. From this, the lower limit of the REM content is made 0.001%. However, if REM is contained in excess of 0.05%, castability is significantly deteriorated, and toughness is reduced by solid solution strengthening and recrystallization suppression during coarse hot rolling. From this, the upper limit of the REM content is made 0.05%. Furthermore, in consideration of refining costs and manufacturability, the REM content is preferably 0.005 to 0.01%.
REM refers to two elements of scandium (Sc), yttrium (Y) and fifteen elements (lanthanoids) from lanthanum (La) to lutetium (Lu) according to a general definition. These elements may be added alone or as a mixture.
（Ｇａ：０．０００２〜０．１％）
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため添加してもよい。硫化物や水素化物形成による靭性への悪影響から、Ｇａ含有量の下限は０．０００２％、上限は０．１％とする。さらに、製造性やコストの観点ならびに、粗熱延再結晶促進の観点から、Ｇａ含有量は０．０００５〜０．０５％が好ましい。
(Ga: 0.0002 to 0.1%)
Ga may be added to improve corrosion resistance and suppress hydrogen embrittlement. The lower limit of the Ga content is set to 0.0002% and the upper limit is set to 0.1%, since the sulfide and hydride formation adversely affect the toughness. Furthermore, as for Ga content from a viewpoint of manufacturability or a cost, and a viewpoint of coarse hot rolling recrystallization promotion, 0.0005 to 0.05% is preferable.
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、０．００１〜０．１％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。 The other components are not particularly limited in the present invention, but in the present invention, Bi or the like may be added in an amount of 0.001 to 0.1% as necessary. In addition, it is preferable to reduce general harmful elements and impurity elements such as As and Pb as much as possible.
本実施形態のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の板厚は５．０ｍｍ以上１０．０ｍｍ以下である。板厚が５．０ｍｍ以上１０．０ｍｍ以下、好ましくは７．０ｍｍ以上９．０ｍｍ以下であると、自動車フランジ部品の素材として好適である。板厚が厚い程、靱性が低下するため、板厚は８．０ｍｍ以下であることが、より好ましい。板厚は、フランジの用途に応じて、５．０ｍｍ以上１０．０ｍｍ以下の範囲内で適宜選択できる。 The plate thickness of the ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges of the present embodiment is 5.0 mm or more and 10.0 mm or less. A board thickness of 5.0 mm or more and 10.0 mm or less, preferably 7.0 mm or more and 9.0 mm or less is suitable as a material of an automobile flange part. It is more preferable that the plate thickness is 8.0 mm or less because the toughness decreases as the plate thickness increases. The plate thickness can be appropriately selected within the range of 5.0 mm or more and 10.0 mm or less according to the application of the flange.
本実施形態のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板は、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）の組織が未再結晶展伸粒を５０％以上含む。このような熱延鋼板は、多くの変形帯を内包しており、変形帯が衝撃破壊に際しての亀裂の伝播抵抗となるため、優れた靱性が得られる。Ｌ断面の組織は、Ｃ断面の組織に比べて圧延方向に展伸した結晶粒の観察に適している。板厚が８ｍｍ以上の熱延鋼板において高い靭性を得るためには、Ｌ断面の組織が未再結晶展伸粒を７０％以上含むことが好ましく、１００％であってもよい。 In the ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges of the present embodiment, the structure of the cross section (L cross section) parallel to the rolling direction contains 50% or more of unrecrystallized expanded grains. Such a hot-rolled steel sheet contains many deformation bands, and since the deformation bands become a propagation resistance of a crack at the time of impact failure, excellent toughness can be obtained. The structure of the L cross section is more suitable for observation of crystal grains expanded in the rolling direction than the structure of the C cross section. In order to obtain high toughness in a hot rolled steel sheet having a thickness of 8 mm or more, the structure of the L cross section preferably contains 70% or more of unrecrystallized expanded grains, and may be 100%.
本実施形態のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板は、Ｌ断面組織における未再結晶展伸粒の短径の最大値が２５０μｍ以下である。未再結晶展伸粒の短径の最大値が２５０μｍを超えると、熱延鋼板の靭性が不足する。未再結晶展伸粒の短径の最大値は、熱延鋼板の靭性を向上させるために、１５０μｍ以下であることが好ましい。 In the ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges of the present embodiment, the maximum value of the minor diameter of the unrecrystallized expanded grain in the L cross-sectional structure is 250 μm or less. When the maximum value of the minor axis of the unrecrystallized expanded grain exceeds 250 μm, the toughness of the hot-rolled steel sheet is insufficient. The maximum value of the minor axis of the unrecrystallized expanded grains is preferably 150 μm or less in order to improve the toughness of the heat-rolled steel sheet.
本実施形態のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板は、シャルピー衝撃試験におけるエネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃以下であることが好ましい。ＴｒＥが５０℃以下であると、熱延鋼板を巻き取った熱延コイルの展開および通板時、フランジを製造する際の打ち抜きやプレス成型時における割れ感受性を充分に低減でき、自動車フランジ部品の素材として特に好適である。 The ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges of the present embodiment preferably has an energy transition temperature TrE of 50 ° C. or less in a Charpy impact test. When the TrE is 50 ° C. or less, cracking sensitivity during punching and press molding can be sufficiently reduced when developing and passing a hot rolled coil obtained by winding a hot rolled steel sheet, and when forming a flange, so that automotive flange parts It is particularly suitable as a material.
次に、熱延鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板は、製鋼後、熱間圧延を行うことによって製造する。
「製綱」
製鋼としては、上述した必須成分および必要に応じて含有される成分を含有する鋼を、転炉溶製し、続いて２次精錬を行うことにより溶鋼とする方法を用いることが好ましい。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（例えば、連続鋳造法）に従ってスラブとする。
Next, a method of manufacturing a hot rolled steel sheet will be described.
The ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges of the present embodiment is manufactured by hot rolling after steel making.
"Production line"
As steelmaking, it is preferable to use a method in which a steel containing the above-described essential components and a component optionally contained is made into a molten steel by converter smelting and subsequent secondary refining. The melted molten steel is made into a slab according to a known casting method (for example, continuous casting method).
「熱間圧延」
次に、スラブを所定のスラブ加熱温度に加熱し、例えば、連続圧延法で所定の板厚に熱間圧延する。
本実施形態の製造方法では、熱間圧延において、粗熱延工程と、仕上げ熱延工程と、水冷工程と、巻取工程とをこの順に行う。
"Hot rolling"
Next, the slab is heated to a predetermined slab heating temperature, and is hot-rolled to a predetermined thickness by, for example, continuous rolling.
In the manufacturing method of the present embodiment, in the hot rolling, a rough hot rolling process, a finishing hot rolling process, a water cooling process, and a winding process are performed in this order.
粗熱延工程では、熱延加熱温度（スラブ加熱温度）を１１４０℃以上１２７０℃以下、且つ、１０２０℃＋１１（Ｃｒ＋３Ｍｏ）±２０℃（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）とする粗熱延を行う。熱延加熱炉内におけるスラブの温度は、数十度の変動幅が存在する場合がある。このため、本実施形態では、熱延加熱温度をスラブ表面の平均温度で管理する。 In the rough hot rolling process, the hot rolling heating temperature (slab heating temperature) is 1140 ° C. or more and 1270 ° C. or less, and 1020 ° C. + 11 (Cr + 3Mo) ± 20 ° C. (element symbol in the formula is the content by mass% of the element Rough hot rolling to make the amount The temperature of the slab in the hot rolling furnace may have a fluctuation range of several tens of degrees. For this reason, in the present embodiment, the hot rolling heating temperature is managed by the average temperature of the slab surface.
本実施形態では、熱延加熱温度が上記範囲内であるため、再結晶が促進される。なお、熱延加熱温度が上記範囲内であれば、熱延加熱温度をスラブの高温強度から許容されるぎりぎりの高温とすることが可能である。しかし、熱延加熱温度が上記範囲を超えると、加熱時に異常酸化が生じたり、スラブが垂れること等による熱延疵が発生したりする恐れがある。また、熱延加熱温度が上記範囲未満であると、仕上げ熱延開始段階の粗熱延板に未再結晶組織が残存するため、仕上げ熱延後の仕上げ熱延板の未再結晶展伸粒が粗大となる。その結果、板厚が５ｍｍ以上の熱延鋼板において、十分な靭性が得られない。 In the present embodiment, since the hot-rolling heating temperature is within the above range, recrystallization is promoted. If the hot-rolling heating temperature is within the above range, the hot-rolling heating temperature can be made just high temperature allowable from the high-temperature strength of the slab. However, if the hot-rolling heating temperature exceeds the above range, abnormal oxidation may occur during heating, or a hot-rolling may occur due to sagging of the slab or the like. Further, if the hot rolling heating temperature is less than the above range, a non-recrystallized structure remains in the rough hot rolled sheet at the start of the finish hot rolling, so the unrecrystallized expanded grain of the finished hot rolled sheet after finish hot rolling Becomes coarse. As a result, in a hot rolled steel sheet having a thickness of 5 mm or more, sufficient toughness can not be obtained.
熱延加熱温度が高温である程、粗熱延時の再結晶による結晶粒の微細化が促進される。しかし、熱延加熱温度が高すぎると、熱延加熱炉内のスラブが自重により垂れて変形（クリープ変形）して撓み、熱延疵が発生しやすくなる。また、熱延加熱温度が１２７０℃を超えると、熱延パス間の粒成長が極端に進む。このため、熱延加熱温度は１２７０℃以下とする。熱延加熱温度は、１２５０℃以下であることが望ましい。また、熱延加熱温度が１１４０℃未満では、再結晶が極端に遅延する。このため、熱延加熱温度は１１４０℃以上とする。熱延加熱温度は、１１５０℃以上であることが望ましい。 As the hot-rolling heating temperature is higher, refinement of crystal grains by recrystallization during rough hot-rolling is promoted. However, if the hot-rolling heating temperature is too high, the slab in the hot-rolling heating furnace sags due to its own weight and is deformed (creep deformation) to be bent, so that it is easy to generate hot-rolling. Also, when the hot rolling heating temperature exceeds 1270 ° C., grain growth between the hot rolling passes extremely progresses. Therefore, the hot rolling heating temperature is set to 1270 ° C. or less. The hot rolling heating temperature is preferably 1250 ° C. or less. In addition, when the hot-rolling heating temperature is less than 1140 ° C., recrystallization is extremely delayed. Therefore, the hot rolling heating temperature is set to 1140 ° C. or more. The hot rolling heating temperature is preferably 1150 ° C. or higher.
また、粗熱延は主にリバース圧延である。このため、スラブの組成によっては、パス間で回復が生じ、再結晶による結晶粒の微細化が起こりにくくなる。したがって、全ての鋼種（成分）について無闇に高温加熱を適用すべきではない。
本実施形態では、熱延加熱温度が、スラブの成分から計算される１０２０℃＋１１（Ｃｒ＋３Ｍｏ）±２０℃（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）を満たす。このため、鋼種（ＣｒとＭｏの含有量）に適した熱延加熱温度となり、再結晶による結晶粒の微細化が十分に促進される。
Moreover, coarse hot rolling is mainly reverse rolling. For this reason, depending on the composition of the slab, recovery occurs between passes and it becomes difficult to cause grain refinement by recrystallization. Therefore, high temperature heating should not be applied silently for all steel types (components).
In the present embodiment, the hot rolling heating temperature satisfies 1020 ° C. + 11 (Cr + 3Mo) ± 20 ° C. (element symbol in the formula represents the content by mass% of the element) calculated from the components of the slab. . For this reason, it becomes the hot-rolling heating temperature suitable for a steel type (content of Cr and Mo), and refinement | miniaturization of the crystal grain by recrystallization is fully accelerated | stimulated.
本実施形態では、粗熱延工程で得られた粗熱延板（粗バー）を３０℃以上８０℃以下昇温させてから仕上げ熱延を行う。このことにより、再結晶による結晶粒の微細化が十分に促進され、仕上げ熱延開始段階の粗熱延板の組織が十分に微細化される。その結果、熱延鋼板のＬ断面組織における未再結晶展伸粒の短径の最大値が小さくなる。上記の昇温する温度が３０℃未満であると、粗熱延板を昇温させることによる再結晶が十分に促進されない。このため、粗熱延板を３０℃以上昇温する必要があり、４０℃以上昇温することが好ましい。一方、上記の昇温する温度が８０℃を超えると、粗熱延板の再結晶粒の成長が極度に進み、仕上げ熱延開始段階の粗熱延板の組織が粗大となる。このため、粗熱延板を昇温する温度を８０℃以下とし、７０℃以下とすることが好ましい。 In the present embodiment, finishing hot rolling is performed after raising the temperature of the coarse hot rolled sheet (coarse bar) obtained in the coarse hot rolling step by 30 ° C. or more and 80 ° C. or less. As a result, the refining of crystal grains by recrystallization is sufficiently promoted, and the structure of the rough hot-rolled sheet at the start of finish hot rolling is sufficiently refined. As a result, the maximum value of the minor axis of the unrecrystallized expanded grain in the L cross-sectional structure of the heat-rolled steel sheet decreases. If the temperature raising temperature is less than 30 ° C., recrystallization by raising the temperature of the crude hot rolled sheet is not sufficiently promoted. For this reason, it is necessary to raise the temperature of the crude hot rolled sheet by 30 ° C. or more, and it is preferable to raise the temperature by 40 ° C. or more. On the other hand, when the temperature rise temperature exceeds 80 ° C., the growth of recrystallized grains of the coarse hot-rolled sheet extremely progresses, and the structure of the coarse hot-rolled sheet at the start of finish hot rolling becomes coarse. For this reason, it is preferable to set the temperature for raising the temperature of the crude hot rolled sheet to 80 ° C. or less and to 70 ° C. or less.
粗熱延工程後、仕上げ熱延開始前の粗熱延板を昇温させる方法としては、特に限定されるものではなく、例えば、誘導加熱装置などを用いることができる。 It does not specifically limit as a method to raise the temperature of the rough hot-rolled sheet before a finishing hot-rolling start after a rough hot-rolling process, For example, an induction heating apparatus etc. can be used.
仕上げ熱延工程は、粗熱延工程で得られた粗熱延板を３０℃以上８０℃以下昇温させてから、８５０℃以上の熱延仕上げ温度で仕上げ熱延する。熱延仕上げ温度を８５０℃以上、好ましくは８８０℃以上とすることで、仕上げ熱延後の熱延板の表層部に微細な再結晶組織を造る事ができるとともに、靭性のバラツキが軽減された熱延鋼板が得られる。 In the finishing hot rolling step, the crude hot rolled sheet obtained in the coarse hot rolling step is heated at 30 ° C. or more and 80 ° C. or less, and then finish hot rolling is performed at a hot rolling finishing temperature of 850 ° C. or more. By setting the hot-rolling finishing temperature to 850 ° C. or higher, preferably 880 ° C. or higher, it is possible to form a fine recrystallized structure in the surface layer portion of the hot-rolled sheet after finish hot-rolling and reduce the variation in toughness. A hot rolled steel sheet is obtained.
仕上げ熱延工程では、粗熱延工程で得られた粗熱延板の再結晶粒が圧延されて展ばされる。仕上げ熱延工程は、再結晶を促進するには温度が低く、短時間であるため、ほとんど再結晶しない。したがって、仕上げ熱延板の組織は未再結晶展伸粒が主体となる。 In the finishing hot rolling step, recrystallized grains of the coarse hot rolled sheet obtained in the coarse hot rolling step are rolled and spread. The finish hot rolling process hardly recrystallizes because the temperature is low and the heat treatment is short to accelerate the recrystallization. Therefore, the structure of the finish hot rolled sheet mainly consists of unrecrystallized expanded grains.
本実施形態の冷却工程における冷却方法は、水冷であってもよいし、空冷であってもよく、水冷と空冷の両方を用いてもよい。
冷却工程において、水冷と空冷の両方を行う場合、例えば、仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を一定時間空冷した後、巻取温度まで水冷する方法が挙げられる。
The cooling method in the cooling step of the present embodiment may be water cooling, air cooling, or both water cooling and air cooling.
When both water cooling and air cooling are performed in the cooling step, for example, there is a method of air cooling a finishing hot rolled sheet immediately after finish hot rolling for a certain period of time and then water cooling to a winding temperature.
冷却工程が空冷する工程を含む場合、仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を１．５秒以上空冷することが好ましい。仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を空冷する時間は、２．０秒以上であることがより好ましい。仕上げ熱延工程では、粗熱延板の表層部に大きな歪が加わえられる。このため、仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板の表層近傍では、部分的に再結晶が起こる。仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を１．５秒以上空冷することで、仕上げ熱延板組織の再結晶が促進される。このため、Ｌ断面組織の一部が再結晶組織である熱延鋼板が得られやすくなり、熱延鋼板の靭性が更に向上する。仕上げ熱延板組織の再結晶は、熱延仕上げ温度を高くすることにより促進できる。 When the cooling step includes an air cooling step, it is preferable to air cool the finished hot-rolled sheet immediately after the finish hot rolling for 1.5 seconds or more. The air cooling time of the finished hot rolled sheet immediately after the finish hot rolling is more preferably 2.0 seconds or more. In the finishing hot rolling process, a large strain is applied to the surface portion of the rough hot rolled sheet. For this reason, recrystallization partially occurs in the vicinity of the surface layer of the finish hot rolled sheet immediately after finish hot rolling. By air-cooling the finished hot rolled sheet immediately after the finish hot rolling for 1.5 seconds or more, recrystallization of the finished hot rolled sheet structure is promoted. For this reason, a heat-rolled steel plate in which a part of the L cross-sectional structure is a recrystallized structure is easily obtained, and the toughness of the heat-rolled steel plate is further improved. Recrystallization of the finish hot rolled sheet structure can be promoted by increasing the hot rolling finish temperature.
空冷する時間が１．５秒未満であると、仕上げ熱延後の仕上げ熱延板の組織の再結晶を促進する効果が十分に得られない。空冷する時間が長い程、仕上げ熱延板の組織における再結晶が促進される。なお、冷却工程が、空冷のみである場合でも、仕上げ熱延板の組織の再結晶率が３０％を超えることはなく、熱延鋼板のＬ断面組織は未再結晶展伸粒を５０％以上含むものとなる。 When the time for air cooling is less than 1.5 seconds, the effect of promoting recrystallization of the structure of the finish hot rolled sheet after finish hot rolling can not be obtained sufficiently. The longer the air cooling time, the more the recrystallization in the structure of the finish hot rolled sheet is promoted. In addition, even when the cooling process is only air cooling, the recrystallization ratio of the structure of the finish hot rolled sheet does not exceed 30%, and the L cross section structure of the hot rolled steel sheet has 50% or more of non-recrystallized expanded grains It will be included.
本実施形態の巻取工程では、冷却工程後の仕上げ熱延板を、６５０℃以下の巻取温度で巻き取る。巻取温度が６５０℃超であると、靭性低下をもたらす析出物の生成および／または４７５℃脆性によって低靭化する。また、巻取温度が６５０℃以下であると、粗熱延板の微細な再結晶組織を、仕上げ圧延で展伸して歪を蓄積させて得た仕上げ熱延板の組織が、粗大な再結晶組織となることを抑制できる。このため、巻取温度の上限を６５０℃とする。しかしながら、巻取温度が過度に低いと、コイル形状が不良になる。このため、巻取温度の下限を２００℃とすることが好ましい。更に、形状安定性、酸洗性を考慮すると、巻取温度は、４００〜５５０℃が望ましい。
以上の熱間圧延を行うことにより、熱延鋼板（熱間圧延コイル）が得られる。
In the winding process of the present embodiment, the finished hot-rolled sheet after the cooling process is wound up at a winding temperature of 650 ° C. or less. If the coiling temperature is higher than 650 ° C., the formation of precipitates that cause a decrease in toughness and / or the toughness is reduced due to 475 ° C. brittleness. In addition, when the winding temperature is 650 ° C. or less, the fine recrystallized structure of the coarse hot rolled sheet is expanded by finish rolling to accumulate distortion, and the structure of the finished hot rolled sheet is coarsely restructured. It is possible to suppress the crystal structure. Therefore, the upper limit of the winding temperature is set to 650.degree. However, if the winding temperature is excessively low, the coil shape will be defective. Therefore, the lower limit of the winding temperature is preferably 200 ° C. Furthermore, in consideration of the shape stability and the pickling property, the winding temperature is preferably 400 to 550 ° C.
By performing the above-described hot rolling, a hot rolled steel sheet (hot rolling coil) is obtained.
本実施形態では、熱間圧延後に得られた熱延鋼板に対して、酸洗、焼鈍、調質圧延、表面研削のうちいずれか１以上の工程を行っても構わない。酸洗、焼鈍、調質圧延、表面研削の方法としては、従来公知の方法を用いることができる。
例えば、熱延鋼板を焼鈍する場合、連続焼鈍設備を用いて通常行われる８００〜１０００℃の範囲で行うことが好ましい。焼鈍炉の設定温度や通板速度は、板厚等に応じて適宜変更できる。熱延鋼板を焼鈍する場合、焼鈍後に得られる熱延焼鈍板の平均結晶粒径が６０μｍ以下になるように焼鈍条件を調整することが好ましい。これにより、熱延鋼板と同等の靱性を有する熱延焼鈍板となる。
例えば、熱延鋼板または熱延焼鈍後を酸洗する場合、硫酸、硝弗酸等の公知の酸液を用いることができる。また、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を用いてもよい。
In the present embodiment, any one or more of pickling, annealing, temper rolling, and surface grinding may be performed on the hot-rolled steel sheet obtained after hot rolling. As the pickling, annealing, temper rolling and surface grinding methods, conventionally known methods can be used.
For example, when annealing a heat-rolled steel plate, it is preferable to carry out in the range of 800-1000 degreeC normally performed using a continuous annealing installation. The setting temperature and the sheet passing speed of the annealing furnace can be appropriately changed according to the plate thickness and the like. When annealing a hot rolled steel sheet, it is preferable to adjust the annealing conditions so that the average crystal grain size of the hot rolled annealed sheet obtained after the annealing is 60 μm or less. Thereby, it becomes a hot-rolled annealing board which has toughness equivalent to a hot rolled sheet steel.
For example, when pickling a hot rolled steel sheet or after hot rolling annealing, known acid solutions such as sulfuric acid and nitric hydrofluoric acid can be used. In addition, mechanical descaling methods such as shot blasting, bending, and brushes may be used.
本発明のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板およびその製造方法は、上述した実施形態に限定されない。
例えば、スラブ厚さなどを適宜設計できる。また、巻き取り後の熱延鋼板（熱間圧延コイル）を水冷プールに浸漬しても構わない。
The ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flange of the present invention and the method of manufacturing the same are not limited to the above-described embodiment.
For example, the slab thickness can be designed as appropriate. In addition, the hot-rolled steel plate (hot rolling coil) after being wound up may be immersed in a water-cooled pool.
「実験例１」
表１または表２に示す成分の鋼を溶製し、スラブに鋳造し、スラブとした。表１または表２の「その他の元素」の欄において、元素記号の前の数値は、その元素の質量％での含有量を表す。
次に、熱延加熱温度を１１４０〜１２５０℃、且つ、１０２０℃＋１１（Ｃｒ＋３Ｍｏ）±２０℃（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）とする粗熱延工程を行った。次いで、粗熱延工程で得られた粗熱延板（粗バー）を、誘導加熱装置を用いて５０℃昇温してから仕上げ熱延工程を行った。仕上げ熱延工程は、８６０℃の熱延仕上げ温度で行った。そして、仕上げ熱延直後から仕上げ熱延板の水冷を開始し、６３０℃の巻取温度で巻き取り、表３または表４に示す板厚の実施例１〜２０、比較例１〜２６の熱延鋼板（熱間圧延コイル）を得た。
"Experimental Example 1"
The steels of the components shown in Table 1 or 2 were melted, cast into slabs, and made into slabs. In the column of “other elements” in Table 1 or Table 2, the numerical value before the element symbol represents the content of the element in mass%.
Next, rough hot rolling is performed at a hot rolling heating temperature of 1140 ° C. to 1250 ° C. and 1020 ° C. + 11 (Cr + 3Mo) ± 20 ° C. (element symbol in the formula represents the content by mass% of the element). The process was done. Next, the rough hot-rolled sheet (coarse bar) obtained in the rough hot-rolling step was heated to 50 ° C. using an induction heating device, and then the finishing hot-rolling step was performed. The finishing hot rolling process was performed at a hot rolling finish temperature of 860 ° C. Then, water cooling of the finish hot rolled sheet is started immediately after finish hot rolling, and it is wound at a winding temperature of 630 ° C., and heat of Examples 1 to 20 of plate thickness shown in Table 3 or Table 4 and Comparative Examples 1 to 26 Rolled steel plate (hot rolling coil) was obtained.
実施例１〜２０、比較例１〜２６の各熱延鋼板における圧延方向に平行な断面全厚みの組織を、任意の位置で５視野観察し、５視野中の全ての展伸粒について、厚み方向に最も長い径（短径）を測定した。そして、全ての展伸粒の短径うち、最も長い短径を熱延鋼板の短径の最大値とした。その結果を表３または表４に示す。 The structure of the cross-sectional total thickness parallel to the rolling direction in each of the hot-rolled steel plates of Examples 1 to 20 and Comparative Examples 1 to 26 is observed at any position for 5 fields of view, and the thickness for all expanded grains in 5 fields of view The longest diameter (short diameter) in the direction was measured. And, among the short diameters of all the wrought grains, the longest short diameter was taken as the maximum value of the short diameter of the hot rolled steel sheet. The results are shown in Table 3 or Table 4.
短径の最大値を測定するために観察した各熱延鋼板それぞれの５視野について、それぞれ再結晶粒（等軸粒）の体積分率をポイントカウント法により算出し、その平均値を再結晶率（％）とした。その結果を表３または表４に示す。 The volume fraction of recrystallized grain (equiaxed grain) is calculated by the point count method for each of 5 fields of view of each hot rolled steel plate observed to measure the maximum value of the minor axis, and the average value is the recrystallization rate It is (%). The results are shown in Table 3 or Table 4.
実施例１〜２０、比較例１〜２６の各熱延鋼板を用いて、それぞれシャルピー衝撃試験片を作成し、シャルピー衝撃試験を行ってエネルギー遷移温度ＴｒＥを求めた。その結果を表３または表４に示す。 Charpy impact test pieces were prepared using the hot-rolled steel plates of Examples 1 to 20 and Comparative Examples 1 to 26, respectively, and the Charpy impact test was performed to determine the energy transition temperature TrE. The results are shown in Table 3 or Table 4.
表３に示す実施例１〜２０の熱延鋼板は、エネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃以下であり、優れた靭性を有していた。
これに対し、表４に示す比較例１〜７、９〜２６の熱延鋼板は、鋼の成分が本発明の範囲外であるため、展伸粒の短径の最大値が本発明の範囲外であった。このため、比較例１〜７、９〜２６の熱延鋼板は、エネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃超となり、靭性が不足していた。
また、比較例８は、板厚が厚いため、エネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃超となり、靭性が不足していた。
The heat-rolled steel plate of Examples 1 to 20 shown in Table 3 had an energy transition temperature TrE of 50 ° C. or less, and had excellent toughness.
On the other hand, in the heat-rolled steel plates of Comparative Examples 1 to 7 and 9 to 26 shown in Table 4, since the component of the steel is out of the range of the present invention, the maximum value of the minor diameter of the expanded grains It was outside. For this reason, in the heat-rolled steel plates of Comparative Examples 1 to 7 and 9 to 26, the energy transition temperature TrE is more than 50 ° C., and the toughness is insufficient.
In addition, in Comparative Example 8, since the plate thickness is thick, the energy transition temperature TrE is more than 50 ° C., and the toughness is insufficient.
「実験例２」
表１に示す成分の鋼を溶製し、スラブに鋳造し、スラブとした。次に、熱延加熱温度を表５または表６に示す温度とする粗熱延工程を行った。表５または表６に示す計算温度は、下記式により算出した温度である。
１０２０℃＋１１（Ｃｒ＋３Ｍｏ）±２０℃（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）
"Experimental example 2"
The steels of the components shown in Table 1 were melted and cast into slabs to form slabs. Next, the rough hot-rolling process which makes hot-rolling heating temperature the temperature shown to Table 5 or Table 6 was performed. The calculated temperature shown in Table 5 or Table 6 is a temperature calculated by the following equation.
1020 ° C. + 11 (Cr + 3 Mo) ± 20 ° C. (The symbol of the element in the formula represents the content by mass% of the element.)
次いで、粗熱延工程で得られた粗熱延板（粗バー）を、誘導加熱装置を用いて昇温させてから仕上げ熱延工程を行った。粗熱延板の昇温温度を表５または表６に示す。仕上げ熱延工程は、８００〜９５０℃の熱延仕上げ温度で行った。実施例２１〜４０においては、８５０〜９５０℃の熱延仕上げ温度で行った。そして、仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を、表５または表６に示す再結晶時間空冷してから水冷し、表５または表６に示す巻取温度で巻き取り、表５または表６に示す板厚の実施例２１〜４０、比較例２７〜３６の熱延鋼板（熱間圧延コイル）を得た。 Next, the coarse hot-rolled sheet (coarse bar) obtained in the coarse hot-rolling step was heated using an induction heating device, and then the finishing hot-rolling step was performed. The temperature rise temperature of the rough hot-rolled sheet is shown in Table 5 or Table 6. The finishing hot rolling process was performed at a hot rolling finishing temperature of 800 to 950 ° C. In Examples 21-40, it went at the hot-rolling finishing temperature of 850-950 degreeC. Then, the finished hot rolled sheet immediately after the finish hot rolling is air cooled after air cooling for recrystallization shown in Table 5 or Table 6 and then water cooled, and wound at a winding temperature shown in Table 5 or Table 6, The hot-rolled steel plates (hot-rolled coils) of Examples 21 to 40 and Comparative Examples 27 to 36 of the plate thicknesses shown were obtained.
実施例２１〜４０、比較例２７〜３６の各熱延鋼板について、「実験例１」と同様にして、展伸粒の短径の最大値と、再結晶率と、エネルギー遷移温度ＴｒＥとを求めた。その結果を表５または表６に示す。
また、実施例２１〜４０、比較例２７〜３６の各熱延鋼板の表面を目視観察し、熱延疵の発生の有無を調べた。その結果を表５または表６に示す。
With respect to each of the hot-rolled steel sheets of Examples 21 to 40 and Comparative Examples 27 to 36, in the same manner as in "Experimental Example 1", the maximum value of the minor diameter of the expanded grains, the recrystallization ratio, and the energy transition temperature TrE I asked. The results are shown in Table 5 or Table 6.
Moreover, the surface of each hot-rolled steel plate of Examples 21-40 and Comparative Examples 27-36 was visually observed, and the presence or absence of generation | occurrence | production of hot spread was investigated. The results are shown in Table 5 or Table 6.
表５に示す実施例２１〜４０の熱延鋼板は、エネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃以下であり、優れた靭性を有していた。また、実施例２１〜４０の熱延鋼板では、熱延疵が発生しなかった。
これに対し、表６に示す比較例２７〜３６の熱延鋼板は、展伸粒の短径の最大値が本発明の範囲外であるため、エネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃超となり、靭性が不足していた。
また、比較例３０、３１、３４は、熱延加熱温度が本発明の範囲外であるため、表面に熱延疵が発生した。
The heat-rolled steel plates of Examples 21 to 40 shown in Table 5 had an energy transition temperature TrE of 50 ° C. or less, and had excellent toughness. Moreover, in the heat-rolled steel plate of Examples 21-40, the hot spread did not generate | occur | produce.
On the other hand, in the heat-rolled steel plates of Comparative Examples 27 to 36 shown in Table 6, since the maximum value of the short diameter of the expanded grains is outside the range of the present invention, the energy transition temperature TrE becomes more than 50 ° C. There was a shortage.
Moreover, since the hot-rolled heating temperature was outside the range of this invention, comparative example 30, 31, 34 had a hot-rolled crack on the surface.
以上の説明から明らかな様に、本発明により、靭性に優れた板厚５ｍｍ以上のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を提供できる。本発明の熱延鋼板は、優れた靱性を有しているため、熱延鋼板の製造時および熱延鋼板を用いたフランジの製造時における割れを防止できる。本発明の熱延鋼板は、特に、自動車フランジ部品、二輪用フランジ部品などの素材として好適である。本発明の熱延鋼板を用いた自動車フランジ部品および二輪用フランジ部品は、信頼性を確保でき、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。 As apparent from the above description, according to the present invention, it is possible to provide a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flange having a plate thickness of 5 mm or more excellent in toughness. Since the hot rolled steel sheet of the present invention has excellent toughness, it is possible to prevent cracking during the production of the hot rolled steel sheet and the production of the flange using the hot rolled steel sheet. The heat-rolled steel plate of the present invention is particularly suitable as a material for automobile flange parts, motorcycle flange parts, and the like. The automotive flange parts and the motorcycle flange parts using the heat-rolled steel plate of the present invention can ensure reliability, can increase social contribution, and is extremely useful industrially.
Claims (5)
Ｃ：０．００１〜０．０１％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｐ：０．０１〜０．０４％、
Ｓ：０．０００２〜０．０１％、
Ｃｒ：１０〜２０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｔｉ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．６０％以下、
Ｔｉ＋Ｎｂ≧８×（Ｃ＋Ｎ）（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）を満足し、
Ｖ：０．０１〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．３％、
Ｎ：０．００１〜０．０２％含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
板厚が５ｍｍ以上１０ｍｍ以下であり、圧延方向に平行な断面の組織が未再結晶展伸粒を５０％以上含み、前記未再結晶展伸粒の短径の最大値が２５０μｍ以下であることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。 In mass%,
C: 0.001 to 0.01%,
Si: 0.01 to 1.0%,
Mn: 0.01 to 1.0%,
P: 0.01 to 0.04%,
S: 0.0002 to 0.01%,
Cr: 10 to 20%,
Ni: 0.01 to 1.0%,
Ti: 0.40% or less ,
Nb: 0.60% or less ,
Ti + Nb ≧ 8 × (C + N) (element symbol in the formula represents the content by mass% of the element),
V: 0.01 to 0.40%,
Al: 0.005 to 0.3%,
N: containing 0.001 to 0.02%,
The balance consists of Fe and unavoidable impurities,
The thickness of the plate is 5 mm or more and 10 mm or less, and the structure of the cross section parallel to the rolling direction contains 50% or more of unrecrystallized expanded grains, and the maximum value of the minor diameter of the unrecrystallized expanded grains is 250 μm or less Ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges characterized by
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．３％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．１％、
Ｓｂ：０．０１〜０．１％、
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に記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。 In mass%,
B: 0.0002 to 0.0030%,
Mo: 0.01 to 2.0%,
Cu: 0.01 to 0.3%,
Mg: 0.0002 to 0.0030%,
Sn: 0.01 to 0.1%
Sb: 0.01 to 0.1%
Zr: 0.01 to 0.1%
Ta: 0.01 to 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: 0.001 to 0.05%,
The ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flange according to claim 1, characterized in that it contains one or two or more kinds of Ga: 0.0002 to 0.1%.
熱延加熱温度を１１４０℃以上１２７０℃以下、且つ、１０２０℃＋１１（Ｃｒ＋３Ｍｏ）±２０℃（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）とする粗熱延を行い、粗熱延板を３０℃以上８０℃以下昇温させてから、８５０℃以上の熱延仕上げ温度で仕上げ熱延した後、冷却し、６５０℃以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。 It is a manufacturing method of the ferritic stainless steel hot rolled sheet steel for flanges according to claim 1 or claim 2,
Crude hot-rolling with a hot-rolling temperature of 1140 ° C. to 1270 ° C. and 1020 ° C. + 11 (Cr + 3Mo) ± 20 ° C. (element symbol in the formula represents the content by mass% of the element) Hot rolling is performed at a hot rolling finish temperature of 850 ° C. or higher after raising the temperature of the crude hot rolled sheet at 30 ° C. to 80 ° C., followed by cooling and winding at a winding temperature of 650 ° C. Method of producing a ferritic stainless steel hot rolled steel sheet for flanges
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