JP2002332548A - 成形加工時の形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯およびその製造方法 - Google Patents
成形加工時の形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯およびその製造方法Info
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- JP2002332548A JP2002332548A JP2001139575A JP2001139575A JP2002332548A JP 2002332548 A JP2002332548 A JP 2002332548A JP 2001139575 A JP2001139575 A JP 2001139575A JP 2001139575 A JP2001139575 A JP 2001139575A JP 2002332548 A JP2002332548 A JP 2002332548A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 Ｎｉ含有量の少ない安価な材料を用いて、成
型加工製品の加工後のスプリングバック、ねじれなどの
形状不良を少なくできる形状凍結性に優れたステンレス
鋼帯とその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％において、Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０
５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎｉ：３．０％以
下、Ｃｒ：８．０〜２２．０％、Ｎ：０．０５％以下
を、さらに場合によってはＭｏ：１．０％以下、Ｃｕ：
１．０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１
〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．
０１〜０．３０％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％または
Ｂ：０．００１０〜０．０１００％の一種以上、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するフェラ
イト系ステンレス鋼を熱間圧延後、中間焼鈍時にＡｃ１
点以上に加熱してフェライト相中にオーステナイト相を
均一に分散させる。
型加工製品の加工後のスプリングバック、ねじれなどの
形状不良を少なくできる形状凍結性に優れたステンレス
鋼帯とその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％において、Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０
５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎｉ：３．０％以
下、Ｃｒ：８．０〜２２．０％、Ｎ：０．０５％以下
を、さらに場合によってはＭｏ：１．０％以下、Ｃｕ：
１．０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１
〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．
０１〜０．３０％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％または
Ｂ：０．００１０〜０．０１００％の一種以上、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するフェラ
イト系ステンレス鋼を熱間圧延後、中間焼鈍時にＡｃ１
点以上に加熱してフェライト相中にオーステナイト相を
均一に分散させる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、プレス成型や曲げ加
工、ロールフォーミングなどの加工に供される加工成形
品の加工後のスプリングバック、ねじれなどの形状不良
を少なくできる形状凍結性に優れたステンレス鋼帯およ
びその製造方法に関する。
工、ロールフォーミングなどの加工に供される加工成形
品の加工後のスプリングバック、ねじれなどの形状不良
を少なくできる形状凍結性に優れたステンレス鋼帯およ
びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ステンレス鋼帯（以下薄鋼板を含め鋼帯
と称す。）は、意匠性、耐食性などに優れた鋼板で、建
物の内外装材や家電機器のフレーム、厨房部材などさま
ざまな用途に用いられている。しかし、普通鋼と比較す
ると、弾性歪み量が大きいため、製品に弾性回復に起因
する形状不良が発生する。例えば、単純な曲げ製品の場
合、成形後、製品が金型から離れる際に弾性歪みは開放
されるため、製品角度は設計角度よりも大きくなる。こ
の現象は一般的にスプリングバックと呼ばれており、成
形の際の不具合の一つである。
と称す。）は、意匠性、耐食性などに優れた鋼板で、建
物の内外装材や家電機器のフレーム、厨房部材などさま
ざまな用途に用いられている。しかし、普通鋼と比較す
ると、弾性歪み量が大きいため、製品に弾性回復に起因
する形状不良が発生する。例えば、単純な曲げ製品の場
合、成形後、製品が金型から離れる際に弾性歪みは開放
されるため、製品角度は設計角度よりも大きくなる。こ
の現象は一般的にスプリングバックと呼ばれており、成
形の際の不具合の一つである。
【０００３】また浅絞り製品の場合、製品が金型から離
れた後も弾性歪みは完全には開放されず、フランジやパ
ンチ底部に残存するため、製品のねじれなど不具合が生
じる。これらステンレス鋼の不具合をカバーするには、
これまではステンレス鋼の中では軟質なＳＵＳ３０４が
使用されてきた。
れた後も弾性歪みは完全には開放されず、フランジやパ
ンチ底部に残存するため、製品のねじれなど不具合が生
じる。これらステンレス鋼の不具合をカバーするには、
これまではステンレス鋼の中では軟質なＳＵＳ３０４が
使用されてきた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、オーステナイ
ト系ステンレス鋼はＮｉを多量に含有するために、おの
ずと材料コストが高くつく。そこで本発明は、このよう
な問題を解消すべく案出されたものであり、Ｎｉ含有量
の少ない安価な材料を用いて、成型加工製品の加工後の
スプリングバック、ねじれなどの形状不良を少なくでき
る形状凍結性に優れたステンレス鋼帯およびその製造方
法を提供することを目的とする。
ト系ステンレス鋼はＮｉを多量に含有するために、おの
ずと材料コストが高くつく。そこで本発明は、このよう
な問題を解消すべく案出されたものであり、Ｎｉ含有量
の少ない安価な材料を用いて、成型加工製品の加工後の
スプリングバック、ねじれなどの形状不良を少なくでき
る形状凍結性に優れたステンレス鋼帯およびその製造方
法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】本発明の形状凍結性に優
れたフェライト系ステンレス鋼帯は、その目的を達成す
るため、質量％において、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５０％
以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃ
ｒ：８．０〜２２．０％、Ｎ：０．０５％以下を、さら
に場合によってはＭｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％
以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５
０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜
０．３０％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％またはＢ：
０．００１０〜０．０１００％の一種以上を、下記
（１）式で定義されるγMAX値が０を超える値となるよ
うな割合で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物か
らなる組成を有し、面内異方性ｒma x−ｒminが０．８０
以下で、０．２％耐力異方度σmax−σminが２０Ｎ／ｍ
ｍ2以下であることを特徴とするものである。 （１） γMAX=420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-50
Nb-23V-52Al+470N+189 強度的には、圧延方向、圧延方向に対して４５°方向な
らびに圧延方向と垂直方向の０．２％耐力値が３５０Ｎ
／ｍｍ2以下のものが好ましい。また、上記成分組成を
有するフェライト系ステンレス鋼を熱間圧延後、中間焼
鈍時にＡｃ１点以上に加熱してフェライト相中にオース
テナイト相を均一に分散させる熱処理を少なくとも１回
施すことで得る。
れたフェライト系ステンレス鋼帯は、その目的を達成す
るため、質量％において、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５０％
以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃ
ｒ：８．０〜２２．０％、Ｎ：０．０５％以下を、さら
に場合によってはＭｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％
以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５
０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜
０．３０％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％またはＢ：
０．００１０〜０．０１００％の一種以上を、下記
（１）式で定義されるγMAX値が０を超える値となるよ
うな割合で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物か
らなる組成を有し、面内異方性ｒma x−ｒminが０．８０
以下で、０．２％耐力異方度σmax−σminが２０Ｎ／ｍ
ｍ2以下であることを特徴とするものである。 （１） γMAX=420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-50
Nb-23V-52Al+470N+189 強度的には、圧延方向、圧延方向に対して４５°方向な
らびに圧延方向と垂直方向の０．２％耐力値が３５０Ｎ
／ｍｍ2以下のものが好ましい。また、上記成分組成を
有するフェライト系ステンレス鋼を熱間圧延後、中間焼
鈍時にＡｃ１点以上に加熱してフェライト相中にオース
テナイト相を均一に分散させる熱処理を少なくとも１回
施すことで得る。
【０００５】
【作用】本発明者らは、加工時のスプリングバック等の
形状変化が小さい、すなわち成形時の形状凍結性に優れ
たフェライト系ステンレス鋼帯を得る手段を種々検討し
た結果、成分ならびに加工熱処理を最適化することで達
成されることを見出した。特に、これまで着目されてい
なかった面内異方性ｒmax−ｒminと０．２％耐力異方度
σmax−σminの２つのパラメータを組み合わせること
で、フェライト系ステンレス鋼帯に優れた形状凍結性を
付与できることを見出した。
形状変化が小さい、すなわち成形時の形状凍結性に優れ
たフェライト系ステンレス鋼帯を得る手段を種々検討し
た結果、成分ならびに加工熱処理を最適化することで達
成されることを見出した。特に、これまで着目されてい
なかった面内異方性ｒmax−ｒminと０．２％耐力異方度
σmax−σminの２つのパラメータを組み合わせること
で、フェライト系ステンレス鋼帯に優れた形状凍結性を
付与できることを見出した。
【０００６】実際の加工品を成型加工しようとする場
合、一軸方向の変形のみではなく、多軸方向の変形を考
えなければならず、本発明者らは、形状凍結性は各方向
での特性値さらにはその各方向での異方性が形状凍結性
に大きく影響していることを見出した。特に、重要な因
子は圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対して４５°方向
（Ｄ方向）ならびに圧延方向に対して垂直方向（Ｔ方
向）での、ｒ値と０．２％耐力の差である。各方向でラ
ンクフォード値ｒ値が異なると同一歪みを付加した時の
板厚減肉が場所により異なり、製品化交互の歪み分布が
発生し形状凍結性が劣ることになる。また、０．２％耐
力が方向で異なるということは、加工時に一定応力で成
形する時に場所により付与される歪みが異なることにな
り、形状凍結性に悪影響を及ぼすことになる。
合、一軸方向の変形のみではなく、多軸方向の変形を考
えなければならず、本発明者らは、形状凍結性は各方向
での特性値さらにはその各方向での異方性が形状凍結性
に大きく影響していることを見出した。特に、重要な因
子は圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対して４５°方向
（Ｄ方向）ならびに圧延方向に対して垂直方向（Ｔ方
向）での、ｒ値と０．２％耐力の差である。各方向でラ
ンクフォード値ｒ値が異なると同一歪みを付加した時の
板厚減肉が場所により異なり、製品化交互の歪み分布が
発生し形状凍結性が劣ることになる。また、０．２％耐
力が方向で異なるということは、加工時に一定応力で成
形する時に場所により付与される歪みが異なることにな
り、形状凍結性に悪影響を及ぼすことになる。
【０００７】したがって、加工時の形状凍結性を良くす
るためには、面内異方性ｒmax−ｒm inと０．２％耐力異
方度σmax−σminの上記２つのパラメータを小さくする
ことが有効である。（なお、ｍａｘとｍｉｎは、Ｌ方
向、Ｄ方向、Ｔ方向での最大値、最小値である。） このような異方性、異方度を小さくするためには、フェ
ライト系ステンレス鋼のフェライト再結晶粒に異方性を
なくし、面方位を均一化させる必要がある。本発明で
は、上記（１）式で定義したγMAX値が０を超える値と
なる、オーステナイトを生成させ得る組成をもつフェラ
イト系ステンレス鋼において、フェライト相中に部分的
にオーステナイト相を積極的に生成させ、その後の冷却
過程でマルテンサイト相を生成させている。
るためには、面内異方性ｒmax−ｒm inと０．２％耐力異
方度σmax−σminの上記２つのパラメータを小さくする
ことが有効である。（なお、ｍａｘとｍｉｎは、Ｌ方
向、Ｄ方向、Ｔ方向での最大値、最小値である。） このような異方性、異方度を小さくするためには、フェ
ライト系ステンレス鋼のフェライト再結晶粒に異方性を
なくし、面方位を均一化させる必要がある。本発明で
は、上記（１）式で定義したγMAX値が０を超える値と
なる、オーステナイトを生成させ得る組成をもつフェラ
イト系ステンレス鋼において、フェライト相中に部分的
にオーステナイト相を積極的に生成させ、その後の冷却
過程でマルテンサイト相を生成させている。
【０００８】フェライト相中にオーステナイト相を形成
すると、鋼中に含有されているＣ、Ｎはオーステナイト
相中により多く固溶される形態となる。Ｃ、Ｎはその後
の冷却時に生成されたマルテンサイト中に引き継がれる
ことになって、焼鈍時により多くの炭窒化物を形成する
ことになる。フェライト相中にランダムにマルテンサイ
トを生成させることで、結果的に炭窒化物を分散させる
ことになり、その後の最終的なＡｃ１点以下の再結晶焼
鈍時にその炭窒化物が再結晶フェライトの核として作用
し、再結晶粒の面方位を均一化させたフェライト系のス
テンレス鋼帯を得ることができ、成形時の形状凍結性を
高めることができたものである。
すると、鋼中に含有されているＣ、Ｎはオーステナイト
相中により多く固溶される形態となる。Ｃ、Ｎはその後
の冷却時に生成されたマルテンサイト中に引き継がれる
ことになって、焼鈍時により多くの炭窒化物を形成する
ことになる。フェライト相中にランダムにマルテンサイ
トを生成させることで、結果的に炭窒化物を分散させる
ことになり、その後の最終的なＡｃ１点以下の再結晶焼
鈍時にその炭窒化物が再結晶フェライトの核として作用
し、再結晶粒の面方位を均一化させたフェライト系のス
テンレス鋼帯を得ることができ、成形時の形状凍結性を
高めることができたものである。
【０００９】
【実施の態様】以下、本発明ステンレス鋼に含まれる合
金成分、含有量、製造条件等を説明する。Ｃ：０．１０％以下 Ｃは、γMAX値を大きくする元素であり、中間焼鈍でＡ
ｃ１を超えるオーステナイト域での熱処理を可能にし、
オーステナイトを形成する上で重要な元素である。そし
て冷却でバッチ焼鈍時に形成したマルテンサイト中の炭
窒化物を最終焼鈍の際に再結晶フェライトの再結晶核と
して働かせる作用をもつ元素である。しかし、Ｃは冷延
焼鈍後の強度を上昇させる元素であり、あまり高いと靭
性の低下を招くため、０．１０％以下とした。
金成分、含有量、製造条件等を説明する。Ｃ：０．１０％以下 Ｃは、γMAX値を大きくする元素であり、中間焼鈍でＡ
ｃ１を超えるオーステナイト域での熱処理を可能にし、
オーステナイトを形成する上で重要な元素である。そし
て冷却でバッチ焼鈍時に形成したマルテンサイト中の炭
窒化物を最終焼鈍の際に再結晶フェライトの再結晶核と
して働かせる作用をもつ元素である。しかし、Ｃは冷延
焼鈍後の強度を上昇させる元素であり、あまり高いと靭
性の低下を招くため、０．１０％以下とした。
【００１０】Ｓｉ：１．０％以下 Ｓｉは通常脱酸のために使用するが、固溶強化能が高
く、その含有量が過剰であると材質が硬化し、延性の低
下を招くので、１．０％を上限とした。Ｍｎ：２．０％以下 ＭｎもＣと同様にオーステナイト形成元素であり、γ
MAX値の制御に有効利用できるとともに、固溶強化能が
小さく材質への悪影響が少ない。しかし、含有量が多い
と溶製時にＭｎヒュームが生成する等、製造性が低下す
るので、その上限を２．０％とした。
く、その含有量が過剰であると材質が硬化し、延性の低
下を招くので、１．０％を上限とした。Ｍｎ：２．０％以下 ＭｎもＣと同様にオーステナイト形成元素であり、γ
MAX値の制御に有効利用できるとともに、固溶強化能が
小さく材質への悪影響が少ない。しかし、含有量が多い
と溶製時にＭｎヒュームが生成する等、製造性が低下す
るので、その上限を２．０％とした。
【００１１】Ｐ：０．０５０％以下 Ｐは、熱間加工性に有害な元素である。特に０．０５０
％を超えるとその影響は顕著になる。Ｓ：０．０２０％以下 Ｓは、結晶粒界に偏析しやすく、粒界脆化により熱間加
工性の低下等を促進する元素であり、０．０２０％を超
えるとその影響は顕著になる。
％を超えるとその影響は顕著になる。Ｓ：０．０２０％以下 Ｓは、結晶粒界に偏析しやすく、粒界脆化により熱間加
工性の低下等を促進する元素であり、０．０２０％を超
えるとその影響は顕著になる。
【００１２】Ｎｉ：３．０％以下 Ｎｉは、Ｍｎと同様にオーステナイト形成元素であり、
γMAX値の制御に有効利用できる元素である。中間焼鈍
でＡｃ１点を超えるオーステナイト域での熱処理でオー
ステナイトの形成を可能にする重要な元素であり、冷却
時に生成させたマルテンサイト中の炭窒化物を最終焼鈍
での再結晶フェライトの再結晶核として働かせる作用を
もっている。しかも、Ａｃ１点を低温化させる作用があ
り、高温でのオーステナイト発生核の微細化に有効であ
る。しかし、３．０を超える添加は硬質化やコスト上昇
を招くので３．０％を上限とした。Ｃｒ：８．０〜２２．０％ Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性を発揮するために
少なくとも８％必要である。一方、多量の含有は靭性や
加工性の低下を招くので、上限は２２．０％とした。
γMAX値の制御に有効利用できる元素である。中間焼鈍
でＡｃ１点を超えるオーステナイト域での熱処理でオー
ステナイトの形成を可能にする重要な元素であり、冷却
時に生成させたマルテンサイト中の炭窒化物を最終焼鈍
での再結晶フェライトの再結晶核として働かせる作用を
もっている。しかも、Ａｃ１点を低温化させる作用があ
り、高温でのオーステナイト発生核の微細化に有効であ
る。しかし、３．０を超える添加は硬質化やコスト上昇
を招くので３．０％を上限とした。Ｃｒ：８．０〜２２．０％ Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性を発揮するために
少なくとも８％必要である。一方、多量の含有は靭性や
加工性の低下を招くので、上限は２２．０％とした。
【００１３】Ｎ：０．０５％以下 Ｎは、Ｃと同様に同様にオーステナイト形成元素であ
り、γMAX値を大きくする元素である。中間焼鈍でＡｃ
１点を超えるオーステナイト域での熱処理でオーステナ
イトの形成を可能にする重要な元素であり、冷却時に生
成させたマルテンサイト中の炭窒化物を最終焼鈍での再
結晶フェライトの再結晶核として働かせる作用をもって
いる。しかしＮは冷延焼鈍材の強度を上昇させる元素で
あり、あまり高いと靭性の低下を招くため、０．０５％
以下とした。
り、γMAX値を大きくする元素である。中間焼鈍でＡｃ
１点を超えるオーステナイト域での熱処理でオーステナ
イトの形成を可能にする重要な元素であり、冷却時に生
成させたマルテンサイト中の炭窒化物を最終焼鈍での再
結晶フェライトの再結晶核として働かせる作用をもって
いる。しかしＮは冷延焼鈍材の強度を上昇させる元素で
あり、あまり高いと靭性の低下を招くため、０．０５％
以下とした。
【００１４】以下の元素は、必要に応じて添加される。Ｍｏ：１．０％以下 Ｍｏは、耐食性を改善するのに有効な元素であるが、過
剰な添加は高温での固溶強化や動的再結晶の遅滞によ
り、熱間加工性の低下をもたらすので、含有させる場合
は１．０％以下とする。Ｃｕ：１．０％以下 Ｃｕは、溶製時のスクラップからの混入等、不可避的に
含有される場合が多いが、過度の含有は熱間加工性や耐
食性を低下させるので１．０％以下にする。Ａｌ：０．１０％以下 Ａｌは、脱酸のために有効な元素であるが、過剰な添加
は非金属介在物の存在による靭性低下や表面欠陥の原因
となる。そのため下記ＦＭ値のバランスを取りつつ選択
的に添加されるが、上限は０．１０％とする。
剰な添加は高温での固溶強化や動的再結晶の遅滞によ
り、熱間加工性の低下をもたらすので、含有させる場合
は１．０％以下とする。Ｃｕ：１．０％以下 Ｃｕは、溶製時のスクラップからの混入等、不可避的に
含有される場合が多いが、過度の含有は熱間加工性や耐
食性を低下させるので１．０％以下にする。Ａｌ：０．１０％以下 Ａｌは、脱酸のために有効な元素であるが、過剰な添加
は非金属介在物の存在による靭性低下や表面欠陥の原因
となる。そのため下記ＦＭ値のバランスを取りつつ選択
的に添加されるが、上限は０．１０％とする。
【００１５】Ｔｉ：０．０１〜０．５０％ Ｎｂ：０．０１〜０．５０％ Ｖ：０．０１〜０．３０％ Ｚｒ：０．０１〜０．３０％ Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは固溶Ｃを炭化物として析出させる効果
による加工性向上、Ｚｒは、鋼中のＯを酸化物として捕
らえることによる加工性や靭性向上の面から有効な元素
である。しかしながら、多量に添加すると製造性が低下
するので、含有させる場合の最適含有量はＴｉ、Ｎｂは
０．０１〜０．５０％、Ｖ、Ｚｒは０．０１〜０．３０
％とする。
による加工性向上、Ｚｒは、鋼中のＯを酸化物として捕
らえることによる加工性や靭性向上の面から有効な元素
である。しかしながら、多量に添加すると製造性が低下
するので、含有させる場合の最適含有量はＴｉ、Ｎｂは
０．０１〜０．５０％、Ｖ、Ｚｒは０．０１〜０．３０
％とする。
【００１６】Ｂ：０．００１０〜０．０１００％ Ｂは、熱延板の変態相分布を均一分散化させ、これが最
終組織のフェライト組織の集合組織を形成させずに、ラ
ンダム化に有効に働く。その効果は０．００１０％未満
では十分ではない。一方、０．０１００％を超えると熱
間加工性の低下や溶接性の低下を招くので、含有させる
場合の最適含有量は０．００１０〜０．０１００％にす
る。
終組織のフェライト組織の集合組織を形成させずに、ラ
ンダム化に有効に働く。その効果は０．００１０％未満
では十分ではない。一方、０．０１００％を超えると熱
間加工性の低下や溶接性の低下を招くので、含有させる
場合の最適含有量は０．００１０〜０．０１００％にす
る。
【００１７】γMAX値＞０ 上記のような個々の成分範囲規定の他に、鋼帯製造過程
の熱延、焼鈍時に高温で部分的にオーステナイト相を形
成させて、その後のフェライトの再結晶化で形状凍結性
を向上させるためには次式（１）で定義されるγMAX値
を規定した。このγMAX値を０を超えさせることで、製
造工程の中で特に中間製造段階である中間焼鈍でオース
テナイトが形成されず、Ａｃ１点以上に加熱した時にフ
ェライト相中に部分的にオーステナイト相を生成させる
ことができた。このオーステナイト相が冷却過程でマル
テンサイト相に変態し、マルテンサイト相中に分散され
た炭窒化物が、その後の再結晶焼鈍時に、フェライトが
再結晶する際の再結晶核になって再結晶粒の面方位を均
一化させる。
の熱延、焼鈍時に高温で部分的にオーステナイト相を形
成させて、その後のフェライトの再結晶化で形状凍結性
を向上させるためには次式（１）で定義されるγMAX値
を規定した。このγMAX値を０を超えさせることで、製
造工程の中で特に中間製造段階である中間焼鈍でオース
テナイトが形成されず、Ａｃ１点以上に加熱した時にフ
ェライト相中に部分的にオーステナイト相を生成させる
ことができた。このオーステナイト相が冷却過程でマル
テンサイト相に変態し、マルテンサイト相中に分散され
た炭窒化物が、その後の再結晶焼鈍時に、フェライトが
再結晶する際の再結晶核になって再結晶粒の面方位を均
一化させる。
【００１８】（１） γMAX=420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-50
Nb-23V-52Al+470N+189
Nb-23V-52Al+470N+189
【００１９】面内異方性ｒmax−ｒmin≦０．８０ ０．２％耐力異方度σmax−σmin２０Ｎ／ｍｍ2 上記で説明したように、面内異方性ｒmax−ｒminおよび
０．２％耐力異方度σ max−σｍminの２つのパラメータ
は小さい方が好ましい。本発明者らが、γMAX値が０を
超える各種鋼帯を成形し、成形後の上記２つのパラメー
タと形状凍結性の関係を整理してみた所、面内異方性ｒ
max−ｒminが０．８以下であり、０．２％耐力異方度σ
max−σminが２０Ｎ／ｍｍ2以下だと、形状凍結性に優
れることを見出した。
０．２％耐力異方度σ max−σｍminの２つのパラメータ
は小さい方が好ましい。本発明者らが、γMAX値が０を
超える各種鋼帯を成形し、成形後の上記２つのパラメー
タと形状凍結性の関係を整理してみた所、面内異方性ｒ
max−ｒminが０．８以下であり、０．２％耐力異方度σ
max−σminが２０Ｎ／ｍｍ2以下だと、形状凍結性に優
れることを見出した。
【００２０】０．２％耐力≦３５０Ｎ／ｍｍ2 形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯を得る
ためには、最終的にはマルテンサイトがない完全なフェ
ライト組織とし、０．２％耐力は３５０Ｎ／ｍｍ2以下
とすることが好ましい。０．２％耐力がこの値を超えて
高くなると、必然的に塑性変形するための負荷応力は大
きくなり、スプリングバック等が大きくなり、形状凍結
性は劣ることになる。
ためには、最終的にはマルテンサイトがない完全なフェ
ライト組織とし、０．２％耐力は３５０Ｎ／ｍｍ2以下
とすることが好ましい。０．２％耐力がこの値を超えて
高くなると、必然的に塑性変形するための負荷応力は大
きくなり、スプリングバック等が大きくなり、形状凍結
性は劣ることになる。
【００２１】中間焼鈍時のＡｃ１点以上の加熱処理 フェライト系ステンレス鋼帯を製造する際、上記のよう
に面内異方性ｒmax−ｒminおよび０．２％耐力異方度σ
max−σminを小さくするには、中間焼鈍時にＡｃ１点以
上の加熱処理を少なくとも１回施して、フェライト中に
部分的にオーステナイトを均一に分散させる必要があ
る。Ａｃ１点以上の加熱により生成されるオーステナイ
ト量は５体積％以上が好ましい。またＡｃ１点以上の加
熱処理は、バッチ焼鈍を入れる工程の場合、バッチ焼鈍
の前後のどちらでも構わない。
に面内異方性ｒmax−ｒminおよび０．２％耐力異方度σ
max−σminを小さくするには、中間焼鈍時にＡｃ１点以
上の加熱処理を少なくとも１回施して、フェライト中に
部分的にオーステナイトを均一に分散させる必要があ
る。Ａｃ１点以上の加熱により生成されるオーステナイ
ト量は５体積％以上が好ましい。またＡｃ１点以上の加
熱処理は、バッチ焼鈍を入れる工程の場合、バッチ焼鈍
の前後のどちらでも構わない。
【００２２】
【実施例】表１に示す化学成分値（質量％）とγMAX値
を有する鋼を、真空溶解炉にて溶解後、鍛造、熱延で板
厚３．０ｍｍとし、８２０℃×１２時間のベル焼鈍を施
した。さらに１．５ｍｍまで冷間圧延を施し、表２に示
す中間焼鈍後、酸洗、冷間圧延を施して板厚０．５ｍｍ
のものを得、さらに８５０℃×１分均熱・空冷の仕上げ
焼鈍を施して酸洗した。得られた鋼板を供試材として、
下記の方法でランクフォード値、０．２％耐力を測定し
た。
を有する鋼を、真空溶解炉にて溶解後、鍛造、熱延で板
厚３．０ｍｍとし、８２０℃×１２時間のベル焼鈍を施
した。さらに１．５ｍｍまで冷間圧延を施し、表２に示
す中間焼鈍後、酸洗、冷間圧延を施して板厚０．５ｍｍ
のものを得、さらに８５０℃×１分均熱・空冷の仕上げ
焼鈍を施して酸洗した。得られた鋼板を供試材として、
下記の方法でランクフォード値、０．２％耐力を測定し
た。
【００２３】ｒ値 ＪＩＳ１３Ｂ号試験片を用い１５％の引張り歪みを与え
た後、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対して４５°方
向（Ｄ方向）ならびに圧延方向に対し垂直方向（Ｔ方
向）でのｒ値を求めた。上記３方向で求めた値の中で、
最大値から最小値の差分を面内異方性ｒmax−ｒminとし
た。
た後、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対して４５°方
向（Ｄ方向）ならびに圧延方向に対し垂直方向（Ｔ方
向）でのｒ値を求めた。上記３方向で求めた値の中で、
最大値から最小値の差分を面内異方性ｒmax−ｒminとし
た。
【００２４】０．２％耐力 ＪＩＳ１３号試験片を用い、歪み速度３．３×１０-4で
引張り歪みを与えた後、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向
に対して４５°方向（Ｄ方向）ならびに圧延方向に対し
垂直方向（Ｔ方向）での０．２％耐力を求めた。上記３
方向で求めた値の中で、最大値から最小値の差分を０．
２％耐力異方度σmax−σminとした。
引張り歪みを与えた後、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向
に対して４５°方向（Ｄ方向）ならびに圧延方向に対し
垂直方向（Ｔ方向）での０．２％耐力を求めた。上記３
方向で求めた値の中で、最大値から最小値の差分を０．
２％耐力異方度σmax−σminとした。
【００２５】形状凍結性 図１に示すようなＡ〜Ｅの構成である形状（Ａ〜Ｄ：１
０ｍｍ×３６ｍｍ、Ｅ：□４０ｍｍ）のものを、の
ような採り方で採取し、角型ポンチでＥの各辺の９０°
曲げを行った（Ｒ／ｔ＝８ Ｒ：ポンチ先端径４ｍｍ、
ｔ：試験板厚０．５ｍｍ）。成形条件は２００ｔｏｎメ
カプレスを用い、板押さえ圧２０ｔｏｎ、成形速度２０
０ｍｍ／ｍｉｎで実施し、角筒曲げ後のスプリングバッ
ク角度を測定した。図１の矢印（１）〜（８）の８箇所
のスプリング角度Δθを測定し、その最大値をΔθmax
とした。
０ｍｍ×３６ｍｍ、Ｅ：□４０ｍｍ）のものを、の
ような採り方で採取し、角型ポンチでＥの各辺の９０°
曲げを行った（Ｒ／ｔ＝８ Ｒ：ポンチ先端径４ｍｍ、
ｔ：試験板厚０．５ｍｍ）。成形条件は２００ｔｏｎメ
カプレスを用い、板押さえ圧２０ｔｏｎ、成形速度２０
０ｍｍ／ｍｉｎで実施し、角筒曲げ後のスプリングバッ
ク角度を測定した。図１の矢印（１）〜（８）の８箇所
のスプリング角度Δθを測定し、その最大値をΔθmax
とした。
【００２６】各熱処理後の面内異方性ｒmax−ｒmin、
０．２％耐力異方度σmax−σminならびに最大スプリン
グ角度Δθmaxを併せて表２に示す。最大スプリング角
度分布を面内異方性ｒmax−ｒmin、０．２％耐力異方度
σmax−σminの関係で整理したものが図２である。
０．２％耐力異方度σmax−σminならびに最大スプリン
グ角度Δθmaxを併せて表２に示す。最大スプリング角
度分布を面内異方性ｒmax−ｒmin、０．２％耐力異方度
σmax−σminの関係で整理したものが図２である。
【００２７】
【００２８】
【００２９】図２の結果からわかるように、面内異方性
ｒmax−ｒminが０．８以下で、０．２％耐力異方度σ
max−σminが２０Ｎ／ｍｍ2以下の両方を満たす本発明
例のものは、最大スプリング角が３°以下であり、形状
凍結性に優れている。これに対して、中間焼鈍後にマル
テンサイトが生成せず、面内異方性ｒmax−ｒminが０．
８を超えるものは、最大スプリング角が３°を超え、形
状凍結性に劣っている。また、成分組成が、γMAX値０
以下になる比較例、Ｃ含有量が多い比較例のものは面内
異方性ｒmax−ｒmin、０．２％耐力異方度σmax−σmin
が所定の数値範囲内になく、最大スプリング角が３°を
大きく超え、形状凍結性に劣っている。
ｒmax−ｒminが０．８以下で、０．２％耐力異方度σ
max−σminが２０Ｎ／ｍｍ2以下の両方を満たす本発明
例のものは、最大スプリング角が３°以下であり、形状
凍結性に優れている。これに対して、中間焼鈍後にマル
テンサイトが生成せず、面内異方性ｒmax−ｒminが０．
８を超えるものは、最大スプリング角が３°を超え、形
状凍結性に劣っている。また、成分組成が、γMAX値０
以下になる比較例、Ｃ含有量が多い比較例のものは面内
異方性ｒmax−ｒmin、０．２％耐力異方度σmax−σmin
が所定の数値範囲内になく、最大スプリング角が３°を
大きく超え、形状凍結性に劣っている。
【００３０】
【発明の効果】以上に説明したように、製造工程途中の
加熱によりフェライト→オーステナイト→マルテンサイ
トの相変態を利用し、その相中の微細炭窒化物を再結晶
の際の核にすることで、フェライト系ステンレス鋼帯の
フェライト再結晶粒の面方位を均一にさせ、ｒ値の面内
異方性、０．２％耐力の異方度を極力小さくすることに
より、成形時に形状凍結性を優れたものとし、寸法制度
が厳しい有機ＥＬ素子用絶縁封止部材等のＩＴ関連部品
や各種精密プレス品、建築部材等に適したフェライト系
ステンレス鋼帯を提供することが可能となった。
加熱によりフェライト→オーステナイト→マルテンサイ
トの相変態を利用し、その相中の微細炭窒化物を再結晶
の際の核にすることで、フェライト系ステンレス鋼帯の
フェライト再結晶粒の面方位を均一にさせ、ｒ値の面内
異方性、０．２％耐力の異方度を極力小さくすることに
より、成形時に形状凍結性を優れたものとし、寸法制度
が厳しい有機ＥＬ素子用絶縁封止部材等のＩＴ関連部品
や各種精密プレス品、建築部材等に適したフェライト系
ステンレス鋼帯を提供することが可能となった。
【図１】 形状凍結性を評価するために行った角筒曲げ
試験ならびに形状測定の概念を示す図。
試験ならびに形状測定の概念を示す図。
【図２】 最大スプリング角度に及ぼす面内異方性ｒ
max−ｒminと０．２％耐力異方度σmax−σminの関係を
示す図。
max−ｒminと０．２％耐力異方度σmax−σminの関係を
示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 森本 憲一 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社ステンレス事業本部内 (72)発明者 國武 保利 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社ステンレス事業本部内 (72)発明者 平松 直人 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社ステンレス事業本部内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA04 EA05 EA12 EA13 EA15 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EA35 EB05 EB06 EB07 EB08 FF03 FM04
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％において、Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０
５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎｉ：３．０％以
下、Ｃｒ：８．０〜２２．０％、Ｎ：０．０５％以下
を、下記（１）式で定義されるγMAX値が０を超える値
となるような割合で含有し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物からなる組成を有し、面内異方性ｒmax−ｒminが
０．８０以下で、０．２％耐力異方度σmax−σminが２
０Ｎ／ｍｍ2以下であることを特徴とする成形加工時の
形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯。 （１） γMAX=420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-50
Nb-23V-52Al+470N+189 - 【請求項２】 請求項１に記載の成分に加えて、さらに
質量％において、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％
以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５
０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜
０．３０％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％またはＢ：
０．００１０〜０．０１００％の一種以上を、下記
（１）式で定義されるγMAX値が０を超える値となるよ
うな割合で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物か
らなる組成を有し、面内異方性ｒmax−ｒminが０．８０
以下で、０．２％耐力異方度σmax−σminが２０Ｎ／ｍ
ｍ2以下であることを特徴とする成形加工時の形状凍結
性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯。 （１） γMAX=420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-50
Nb-23V-52Al+470N+189 - 【請求項３】 圧延方向、圧延方向に対して４５°方向
ならびに圧延方向と垂直方向の０．２％耐力値が３５０
Ｎ／ｍｍ2以下である請求項１または２に記載の成形加
工時の形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼
帯。 - 【請求項４】 請求項１又は２に記載の成分組成を有す
るフェライト系ステンレス鋼を熱間圧延後、中間焼鈍時
にＡｃ１点以上に加熱してフェライト相中にオーステナ
イト相を均一に分散させる熱処理を少なくとも１回施す
ことを特徴とする請求項１または２に記載の成形加工時
の形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001139575A JP2002332548A (ja) | 2001-05-10 | 2001-05-10 | 成形加工時の形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001139575A JP2002332548A (ja) | 2001-05-10 | 2001-05-10 | 成形加工時の形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002332548A true JP2002332548A (ja) | 2002-11-22 |
Family
ID=18986326
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001139575A Withdrawn JP2002332548A (ja) | 2001-05-10 | 2001-05-10 | 成形加工時の形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002332548A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100666727B1 (ko) | 2005-04-19 | 2007-01-09 | 포스코신기술연구조합 | 스프링용 ３０４ｈ 오스테나이트계 스테인레스강 |
| JP2008127671A (ja) * | 2006-11-24 | 2008-06-05 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 面内異方性が小さく，深絞り性に優れたクラッド鍋用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| CN103789677A (zh) * | 2014-02-11 | 2014-05-14 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种具有高耐腐蚀性的高强钢筋及其制备方法 |
| WO2015015735A1 (ja) * | 2013-07-29 | 2015-02-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
| KR101522077B1 (ko) * | 2012-12-20 | 2015-05-20 | 주식회사 포스코 | 내리징성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조 방법 |
| JP2017179406A (ja) * | 2016-03-28 | 2017-10-05 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 燃料ポンプ部材用フェライト系ステンレス鋼板および燃料ポンプ部材 |
| CN107674946A (zh) * | 2017-10-20 | 2018-02-09 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 一种刀具用马氏体不锈钢冷轧带钢的退火工艺 |
| CN107876574A (zh) * | 2017-11-03 | 2018-04-06 | 宁波康强电子股份有限公司 | 一种异形铜带的制造方法 |
| WO2020240959A1 (ja) * | 2019-05-29 | 2020-12-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
-
2001
- 2001-05-10 JP JP2001139575A patent/JP2002332548A/ja not_active Withdrawn
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| CN103789677A (zh) * | 2014-02-11 | 2014-05-14 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种具有高耐腐蚀性的高强钢筋及其制备方法 |
| JP2017179406A (ja) * | 2016-03-28 | 2017-10-05 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 燃料ポンプ部材用フェライト系ステンレス鋼板および燃料ポンプ部材 |
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| WO2020240959A1 (ja) * | 2019-05-29 | 2020-12-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JP6809653B1 (ja) * | 2019-05-29 | 2021-01-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
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