JPS5924182B2 - プレス成形性のすぐれた耐熱フエライト系ステンレス鋼およびその製造法 - Google Patents
プレス成形性のすぐれた耐熱フエライト系ステンレス鋼およびその製造法Info
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- JPS5924182B2 JPS5924182B2 JP2047178A JP2047178A JPS5924182B2 JP S5924182 B2 JPS5924182 B2 JP S5924182B2 JP 2047178 A JP2047178 A JP 2047178A JP 2047178 A JP2047178 A JP 2047178A JP S5924182 B2 JPS5924182 B2 JP S5924182B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、プレス成形性のすぐれた耐熱フェライト系
ステンレス鋼、特に自動車排気ガス浄化装置や各種燃焼
装置のように高温度における耐酸化性、耐食性とともに
、すぐれたプレス成形性を要求される部品に適するステ
ンレス鋼に関する。
ステンレス鋼、特に自動車排気ガス浄化装置や各種燃焼
装置のように高温度における耐酸化性、耐食性とともに
、すぐれたプレス成形性を要求される部品に適するステ
ンレス鋼に関する。
ＪＩＳに規定されるＳＵＳ４３０はフェライト系ステ
ンレス鋼の内でも最も広く使用されるが、８５０℃〜ｉ
ｏｏｏ℃のような高温度では耐酸化性が十分でなく、ま
た８０００Ｃ〜８５００Ｃの温度でも加熱一冷却の繰返
しを受ける場合にはスケールの剥離が多く、自動車排気
ガス浄化装置のように目詰まりが問題となる用途には不
適当である。また、プレス成形性が劣るので、複雑な形
状の部品を製造するのは困難である。 また、ＳＵＳ３
０４のようなオーステナイト系ステンレス鋼は、耐熱性
、プレス成形性は良好であるが、高価であるだけでなく
熱膨張が太きいために普通鋼、低合金鋼と組合せて使用
すると熱膨張の差によって装置の変形、破壊を生じる危
険性がある。
ンレス鋼の内でも最も広く使用されるが、８５０℃〜ｉ
ｏｏｏ℃のような高温度では耐酸化性が十分でなく、ま
た８０００Ｃ〜８５００Ｃの温度でも加熱一冷却の繰返
しを受ける場合にはスケールの剥離が多く、自動車排気
ガス浄化装置のように目詰まりが問題となる用途には不
適当である。また、プレス成形性が劣るので、複雑な形
状の部品を製造するのは困難である。 また、ＳＵＳ３
０４のようなオーステナイト系ステンレス鋼は、耐熱性
、プレス成形性は良好であるが、高価であるだけでなく
熱膨張が太きいために普通鋼、低合金鋼と組合せて使用
すると熱膨張の差によって装置の変形、破壊を生じる危
険性がある。
上記の実情ζこ鑑み、本発明者等は、適量のＺｒを添
加した耐熱フェライト系ステンレス鋼を開発した（特開
昭５０−１４６５１２）。
加した耐熱フェライト系ステンレス鋼を開発した（特開
昭５０−１４６５１２）。
このＺｒ含有フェライト系ステンレス鋼は、耐熱性がす
ぐれているだけでなく、溶接性および冷間加工性もある
程度改善されたものであるが、冷間加工性は引張試験の
全伸びだけで評価しているに過ぎず、またその値もプレ
ス成形用として必ずしも十分なものではない。ところで
、特Ｃこ自動車排気ガス浄化装置のように複雑な形状を
有し、かつプレス成形によって製造される部品では、極
めて高度のプレス成形性が要求され、従来知られている
Ｚｒ添加鋼では必ずしも十分な性能を発揮し得ない。
ぐれているだけでなく、溶接性および冷間加工性もある
程度改善されたものであるが、冷間加工性は引張試験の
全伸びだけで評価しているに過ぎず、またその値もプレ
ス成形用として必ずしも十分なものではない。ところで
、特Ｃこ自動車排気ガス浄化装置のように複雑な形状を
有し、かつプレス成形によって製造される部品では、極
めて高度のプレス成形性が要求され、従来知られている
Ｚｒ添加鋼では必ずしも十分な性能を発揮し得ない。
プレス成形性は成形様式によって、深絞り性、張出し性
、伸びフランジ性などに分類され、またこれらの性質は
引張試験によって測定される種々の諸性質と相関がある
ことが知られている。また、プレス成形によって表面に
肌荒れが生じない、いわゆる耐肌荒れ性も具備すべき条
件である。一般的に言えば、実際のプレス部品において
は深絞り成形、張出し成形などの各種の成形様式が同時
に含まれるものであり、したがって上記のすべての成形
性に対して適度のバランスを有し、総合的に成形性のす
ぐれていることが、材料に要求される。
、伸びフランジ性などに分類され、またこれらの性質は
引張試験によって測定される種々の諸性質と相関がある
ことが知られている。また、プレス成形によって表面に
肌荒れが生じない、いわゆる耐肌荒れ性も具備すべき条
件である。一般的に言えば、実際のプレス部品において
は深絞り成形、張出し成形などの各種の成形様式が同時
に含まれるものであり、したがって上記のすべての成形
性に対して適度のバランスを有し、総合的に成形性のす
ぐれていることが、材料に要求される。
本発明者は、上記のような総合的な成形性のすぐれた材
料を開発するという観点から詳細な研究を進めてきた。
料を開発するという観点から詳細な研究を進めてきた。
その結果、Ｚｒ％、Ｃ％＋Ｎ％の成分バランスが重要で
あり、それらを厳密に調整することによって従来のＺｒ
添加フエライト系ステンレス鋼では安定して実現し得な
い高度のプレス成形性を得ることに成功した。本発明鋼
はＣｒｌｌ．Ｏ〜２０．０％、Ｓｉｌ．５％以下、Ｍｎ
ｌ．５係以下で、かつＺｒとＣ十Ｎの含有量のバランス
を後に述べるように調整することを特徴とする。
あり、それらを厳密に調整することによって従来のＺｒ
添加フエライト系ステンレス鋼では安定して実現し得な
い高度のプレス成形性を得ることに成功した。本発明鋼
はＣｒｌｌ．Ｏ〜２０．０％、Ｓｉｌ．５％以下、Ｍｎ
ｌ．５係以下で、かつＺｒとＣ十Ｎの含有量のバランス
を後に述べるように調整することを特徴とする。
本発明鋼において成分含有量を上記のように定めた理由
は次の通りである。
は次の通りである。
Ｃｒは基本的な耐酸化性、耐食性を確保するために１１
％以上が必要である。
％以上が必要である。
しかし、２０係をこえるとプレス成形性が劣化する。Ｓ
ｉは製鋼時の脱酸剤として含有させることは有効である
が、１．５％をこえるとプレス成形性が劣化する。
ｉは製鋼時の脱酸剤として含有させることは有効である
が、１．５％をこえるとプレス成形性が劣化する。
ＭｎはＳｉの脱酸作用を促進し、かつＳｉとの組合せで
非金属介在物の形態を変える。
非金属介在物の形態を変える。
しかし、１．５％をこえると鋼の硬化が著しくなり、冷
間加工が困難となる。次に本発明の特徴であるＺｒ％と
Ｃ％＋Ｎ％のバランスについて述べる。
間加工が困難となる。次に本発明の特徴であるＺｒ％と
Ｃ％＋Ｎ％のバランスについて述べる。
本発明者の研究の結果によれば、Ｚｒを含有しない場合
は、Ｃ，ＮはＣｒと結合しＣｒの炭窒化物を形成するが
、これは鋼の延性を低下させ、成形性を劣化させる。Ｚ
ｒを適度に含有する場合は、Ｃ，ＮはＺｒの炭窒化物と
して固定され成形性ζこ与える影響はかなり少なくなる
。なお、ＣとＮの作用はほぼ同等である。Ｚｒ％は次の
関係式を満足しないと、良好な成形性を維持し得ない。
１０（Ｃ％十Ｎ％）−０．１５ｆ０≦Ｚｒ％≦１０（Ｃ
％十Ｎ％）＋０．１５係Ｚｒが少なすぎると一部Ｃｒの
炭窒化物が残存し、延性や集合組織に影響を与えるため
、引張試験の全伸び、ｒ値の低下が目立ち、深絞り性、
張出し性、伸びフランジ性のいずれにも有害である。
は、Ｃ，ＮはＣｒと結合しＣｒの炭窒化物を形成するが
、これは鋼の延性を低下させ、成形性を劣化させる。Ｚ
ｒを適度に含有する場合は、Ｃ，ＮはＺｒの炭窒化物と
して固定され成形性ζこ与える影響はかなり少なくなる
。なお、ＣとＮの作用はほぼ同等である。Ｚｒ％は次の
関係式を満足しないと、良好な成形性を維持し得ない。
１０（Ｃ％十Ｎ％）−０．１５ｆ０≦Ｚｒ％≦１０（Ｃ
％十Ｎ％）＋０．１５係Ｚｒが少なすぎると一部Ｃｒの
炭窒化物が残存し、延性や集合組織に影響を与えるため
、引張試験の全伸び、ｒ値の低下が目立ち、深絞り性、
張出し性、伸びフランジ性のいずれにも有害である。
またＺｒの炭窒化物による結晶微細化の効果が少なくな
るため成形時に肌荒れが生じ、外観のみならす肌荒れに
ともなう張出し性の劣化も顕著になる。Ｚｒが多すぎる
と、余分なＺｒがＣｒ，Ｆｅとの金属間化合物を形成し
、延性を低下させるため伸び、張出し性の劣化を招く。
Ｚｒ％およびＣ％十Ｎ％の含有量自体も問題で、Ｚｒ％
あるいはＣ％＋Ｎ％が多すぎる場合は、いかにバランス
が適切であってもＺｒの炭窒化物の量自体が増加して延
性が劣化するため、張出し性、伸びフランジ性が劣化す
る。
るため成形時に肌荒れが生じ、外観のみならす肌荒れに
ともなう張出し性の劣化も顕著になる。Ｚｒが多すぎる
と、余分なＺｒがＣｒ，Ｆｅとの金属間化合物を形成し
、延性を低下させるため伸び、張出し性の劣化を招く。
Ｚｒ％およびＣ％十Ｎ％の含有量自体も問題で、Ｚｒ％
あるいはＣ％＋Ｎ％が多すぎる場合は、いかにバランス
が適切であってもＺｒの炭窒化物の量自体が増加して延
性が劣化するため、張出し性、伸びフランジ性が劣化す
る。
このため、Ｚｒは０．６％以下、Ｃ＋Ｎは００６％以下
が適当である。Ｃ＋Ｎが低すぎる場合｛才、Ｚｒの炭窒
化物の量が低すぎて、熱延時あるいは冷延後の焼鈍Ｏこ
おいて結晶粒が粗大化して肌荒れが起りやすくなり、ま
た集合組織にも影響するため、ｒ値、伸びなどが低下し
、深絞り性、張出し性が劣化しやすい。したがって、Ｃ
％ ＋ Ｎ ％は０．０２以上が適当である。以上、
述べたような成分バランスにより、張出し性、伸びフラ
ンジ性、深絞り性のすべてが良好な性質を有する鋼が得
られる。次Ｏこ、以上述べた成分を有する鋼の製造方法
について述べる。
が適当である。Ｃ＋Ｎが低すぎる場合｛才、Ｚｒの炭窒
化物の量が低すぎて、熱延時あるいは冷延後の焼鈍Ｏこ
おいて結晶粒が粗大化して肌荒れが起りやすくなり、ま
た集合組織にも影響するため、ｒ値、伸びなどが低下し
、深絞り性、張出し性が劣化しやすい。したがって、Ｃ
％ ＋ Ｎ ％は０．０２以上が適当である。以上、
述べたような成分バランスにより、張出し性、伸びフラ
ンジ性、深絞り性のすべてが良好な性質を有する鋼が得
られる。次Ｏこ、以上述べた成分を有する鋼の製造方法
について述べる。
溶解から熱間圧延までは、特に成形性に影響をおよぼす
要因はないので通常の方法に依って十分てある。プレス
成形性に対して最も大きな影響のあるのは焼鈍工程であ
る。
要因はないので通常の方法に依って十分てある。プレス
成形性に対して最も大きな影響のあるのは焼鈍工程であ
る。
焼鈍には熱間圧延後冷間圧延前に行う焼鈍と冷間圧延後
の焼鈍がある。まず、熱間圧延後の焼鈍について述べる
。
の焼鈍がある。まず、熱間圧延後の焼鈍について述べる
。
この焼鈍工程は本発明鋼のように高成形性を目的とする
場合には必要不可欠のものである。実際の製造工程にお
いて、熱延板がコイル状態となっている場合とシート状
態になっている場合とで異なる。コイル状態の場合には
焼鈍方法は２種類ある。一つはコイルのままバッチ焼鈍
により７７０。Ｃ〜１０００’Ｃの温度範囲に数時間以
上保持する方法である。もう一つはコイルをほどきつつ
連続焼鈍炉を通しながら、７７０ルＣ〜１０００゜Ｃの
温度範囲で焼鈍する方法である。この場合は、材料は焼
鈍炉ではいわばシート状になっているため材料の温度上
昇は速やかである。したがって加熱時間はバッチ焼鈍法
に比して格段に短かくてよい。シート状態の場合はバッ
チ炉中で７７０゜Ｃ〜１０００態Ｃに保持して焼鈍する
が、保持時間は上記連続炉方式と同様短かくてよい。温
度範囲を上記のように限定した理由は次の通りである。
場合には必要不可欠のものである。実際の製造工程にお
いて、熱延板がコイル状態となっている場合とシート状
態になっている場合とで異なる。コイル状態の場合には
焼鈍方法は２種類ある。一つはコイルのままバッチ焼鈍
により７７０。Ｃ〜１０００’Ｃの温度範囲に数時間以
上保持する方法である。もう一つはコイルをほどきつつ
連続焼鈍炉を通しながら、７７０ルＣ〜１０００゜Ｃの
温度範囲で焼鈍する方法である。この場合は、材料は焼
鈍炉ではいわばシート状になっているため材料の温度上
昇は速やかである。したがって加熱時間はバッチ焼鈍法
に比して格段に短かくてよい。シート状態の場合はバッ
チ炉中で７７０゜Ｃ〜１０００態Ｃに保持して焼鈍する
が、保持時間は上記連続炉方式と同様短かくてよい。温
度範囲を上記のように限定した理由は次の通りである。
通常のフエライト系ステンレス鋼では、焼鈍温度が８３
０℃より高温になるとオーステナイトの析出により冷却
時にマルテンサイトが析出し、冷間圧延が困難となり、
またオーステナイトシの析出しない鋼でも結晶粒が粗大
化し、冷開成形性を劣化させる。しかるに本発明鋼のＺ
ｒ含有フエライト系ステンレス鋼では高温においてもフ
エライト相であり、かつ結晶粒の粗大化が起りにくいの
で、かえって高温焼鈍により成形性のすぐれた鋼が得ら
れる特徴を有する。しかし１０００れＣを超えると、Ｚ
ｒの炭窒化物の分解、凝集が起り結晶粒が粗大化するの
で好ましくない。また７７０℃未満では熱延時のＺｒの
炭窒化物の分散形態が十分改善されないため、冷間圧延
後の焼鈍で再結晶を阻害し成形性が劣化する。次に冷間
圧延後の焼鈍について述べる。
０℃より高温になるとオーステナイトの析出により冷却
時にマルテンサイトが析出し、冷間圧延が困難となり、
またオーステナイトシの析出しない鋼でも結晶粒が粗大
化し、冷開成形性を劣化させる。しかるに本発明鋼のＺ
ｒ含有フエライト系ステンレス鋼では高温においてもフ
エライト相であり、かつ結晶粒の粗大化が起りにくいの
で、かえって高温焼鈍により成形性のすぐれた鋼が得ら
れる特徴を有する。しかし１０００れＣを超えると、Ｚ
ｒの炭窒化物の分解、凝集が起り結晶粒が粗大化するの
で好ましくない。また７７０℃未満では熱延時のＺｒの
炭窒化物の分散形態が十分改善されないため、冷間圧延
後の焼鈍で再結晶を阻害し成形性が劣化する。次に冷間
圧延後の焼鈍について述べる。
この焼鈍は、７７０゜Ｃ〜１０００℃の温度範囲で行な
う必要がある。温度が１０００℃Ｃを超えると結晶粒が
粗大化し好ましくない。７７０をＣ未満では圧延組織を
十分再結晶させることができず、成形性が著しく劣化す
る。
う必要がある。温度が１０００℃Ｃを超えると結晶粒が
粗大化し好ましくない。７７０をＣ未満では圧延組織を
十分再結晶させることができず、成形性が著しく劣化す
る。
以上のような成分並びに製造法により、板厚１．２關の
薄板にした鋼の代表的な成形性は、第１表に示すとおり
である。
薄板にした鋼の代表的な成形性は、第１表に示すとおり
である。
図は本発明の基礎となる研究結果を要約した図である。
代表的な４種類の成形性指標を図示してあるが、第１表
のごとき特性を得るためには、Ｚｒ％ｃ！＝（Ｃ％十Ｎ
％）の成分バランスがきわめて重要であることが理解さ
れる。なお、特許請求の範囲は図に示した以外の成形性
指標．並びに耐熱性その他の性質に関しても考慮して決
定されたことは言うまでもない。実施例 １ 第２表ｔこ示す成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延で板
厚を３．２ｍｍの板を作り、８３０℃×１５分の焼鈍を
行ない、次いで冷間圧延により板厚１．２ｍｍの薄板と
し、８５０冷ＣＸ５分の焼鈍を行なった。
のごとき特性を得るためには、Ｚｒ％ｃ！＝（Ｃ％十Ｎ
％）の成分バランスがきわめて重要であることが理解さ
れる。なお、特許請求の範囲は図に示した以外の成形性
指標．並びに耐熱性その他の性質に関しても考慮して決
定されたことは言うまでもない。実施例 １ 第２表ｔこ示す成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延で板
厚を３．２ｍｍの板を作り、８３０℃×１５分の焼鈍を
行ない、次いで冷間圧延により板厚１．２ｍｍの薄板と
し、８５０冷ＣＸ５分の焼鈍を行なった。
次いで酸洗により表面スケールを除去し、板状試験片を
作成し、第１表に示した各種の成形性を調べた。その結
果を第３表に示した。本発明鋼の成分範囲を外れるもの
は、いずれも何らかの成形性の劣化があり、バランスの
とれた総合的に良好な成形性は得られないことが明らか
である。
作成し、第１表に示した各種の成形性を調べた。その結
果を第３表に示した。本発明鋼の成分範囲を外れるもの
は、いずれも何らかの成形性の劣化があり、バランスの
とれた総合的に良好な成形性は得られないことが明らか
である。
実施例 ２
第４表に示すような本発明鋼の範囲内にある成分を有す
る鋼を溶製し、熱間圧延にて板厚３．２ｍｍの板を作り
、その後の焼鈍を行なわない場合と、８３０℃×１５分
の焼鈍を行なった場合について、ざらに冷間圧延で１．
２ｍｍの厚みの薄板とし、 ゜８５０゜ＣＸ５分の
焼鈍を行なった後、板状試験片を作成した。
る鋼を溶製し、熱間圧延にて板厚３．２ｍｍの板を作り
、その後の焼鈍を行なわない場合と、８３０℃×１５分
の焼鈍を行なった場合について、ざらに冷間圧延で１．
２ｍｍの厚みの薄板とし、 ゜８５０゜ＣＸ５分の
焼鈍を行なった後、板状試験片を作成した。
この鋼の成形性は第５表に示す通りで、熱間圧延後の焼
鈍がないと成形性が著しく劣化することが明らかである
。
鈍がないと成形性が著しく劣化することが明らかである
。
実施例 ３
実施例２の成分を有する鋼を熱間圧延により板厚３．２
關の波状と成し、８３０℃×１５分の焼鈍を行なった後
冷間圧延にて板厚１２１ｎ１ｎの薄板を作り、一つに７
３０℃×５分、もう一つに８５０℃×１５分の焼鈍を行
ない、板状試験片を作成した。
關の波状と成し、８３０℃×１５分の焼鈍を行なった後
冷間圧延にて板厚１２１ｎ１ｎの薄板を作り、一つに７
３０℃×５分、もう一つに８５０℃×１５分の焼鈍を行
ない、板状試験片を作成した。
この鋼の成形性は第６表に示す通りで、冷間圧延後の焼
鈍温度が低過ぎると成形性が全般的に著しく劣化するこ
とが明らかである。
鈍温度が低過ぎると成形性が全般的に著しく劣化するこ
とが明らかである。
図は成形性試験値の中から代表的Ｃこ、エリクセ ；ン
値Ｅｒ（張出し性）、引張試験ｒ値（深絞り性）、穴拡
げ率λ（伸びフランジ性）、耐肌荒れ性についてＺｒと
Ｃ ＋ Ｎ（！：の関係を示す図表で、斜線部は成形性
が総合的に良好な領域を示す。
値Ｅｒ（張出し性）、引張試験ｒ値（深絞り性）、穴拡
げ率λ（伸びフランジ性）、耐肌荒れ性についてＺｒと
Ｃ ＋ Ｎ（！：の関係を示す図表で、斜線部は成形性
が総合的に良好な領域を示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃｒ１１．０〜２０．０％、Ｓｉ１．５％以下、Ｍ
ｎ１．５％以下、Ｃ％＋Ｎ％０．０２〜０．０６％、Ｚ
ｒ０．２〜０．６％で、しかもＺｒ％＝１０（Ｃ％＋Ｎ
％）±０．１５％の範囲内のＺｒを含み、残部が実質的
にＦｅよりなるプレス成形性にすぐれた耐熱フェライト
系ステンレス鋼。 ２ Ｃｒ１１．０〜２０．０％、Ｓｉ１．５％以下、Ｍ
ｎ１．５％以下、Ｃ％＋Ｎ％０．０２〜０．０６％、Ｚ
ｒ０．２〜０．６％で、しかもＺｒ％＝１０（Ｃ％＋Ｎ
％）±０．１５％の範囲内のＺｒを含み、残部が実質的
にＦｅよりなる鋼を、熱間圧延した後７７０℃〜１００
０℃の温度範囲で焼鈍し、次いで冷間圧延した後７７０
℃〜１０００℃の温度範囲で焼鈍することを特徴とする
プレス成形性にすぐれた耐熱フェライト系ステンレス鋼
の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2047178A JPS5924182B2 (ja) | 1978-02-23 | 1978-02-23 | プレス成形性のすぐれた耐熱フエライト系ステンレス鋼およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2047178A JPS5924182B2 (ja) | 1978-02-23 | 1978-02-23 | プレス成形性のすぐれた耐熱フエライト系ステンレス鋼およびその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS54112319A JPS54112319A (en) | 1979-09-03 |
| JPS5924182B2 true JPS5924182B2 (ja) | 1984-06-07 |
Family
ID=12028005
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2047178A Expired JPS5924182B2 (ja) | 1978-02-23 | 1978-02-23 | プレス成形性のすぐれた耐熱フエライト系ステンレス鋼およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5924182B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100398391B1 (ko) * | 1998-12-26 | 2003-12-18 | 주식회사 포스코 | 크롬을11-13%함유한스테인레스열연강판의제조방법 |
| KR101718757B1 (ko) | 2012-09-24 | 2017-03-22 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 성형 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 |
-
1978
- 1978-02-23 JP JP2047178A patent/JPS5924182B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS54112319A (en) | 1979-09-03 |
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