JP2002371339A - 加工性，冷間鍛造性に優れた軟質ステンレス鋼板 - Google Patents

加工性，冷間鍛造性に優れた軟質ステンレス鋼板

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Abstract

(57)【要約】 【目的】 高加工率での加工，多段加工や冷間鍛造され
た部位でも割れ発生の少ない成形品を得るに適した軟質
ステンレス鋼板を提供する。 【構成】 この軟質ステンレス鋼板は、オーステナイト
安定指数Md30が-120〜-10，積層欠陥難易度指数SFEが30
以上で、析出物に含まれるCuを1.0質量％以下に規制す
ることによりマトリックスの固溶Cuが1〜4質量％に維持
されている。好ましくは（C＋N）：0.06％以下，Si：2.
0％以下，Mn：5％以下，Cr：15〜20％，Ni：5〜9％，C
u：1.0〜4.0％，Al：0.003％以下，S：0.005％以下，必
要に応じTi：0.5％以下，Nb：0.5％以下，Zr：0.5％以
下，V：0.5％以下，Mo：3.0％以下，B：0.03％以下，RE
M（希土類金属）：0.02％以下，Ca：0.03％以下の１種
又は２種以上を含む。 Md30(℃)＝551−462(C＋N)−9.2Si−8.1Mn−29(Ni+Cu)
−13.7Cr−18.5Mo SFE(mJ／m2)＝2.2Ni＋6Cu−1.1Cr−13Si−1.2Mn＋32

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、過酷な加工，多段加工
や冷間鍛造によっても割れの発生がなく、良好な寸法精
度で目標形状に加工できる軟質ステンレス鋼板に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】環境の悪化に伴って、耐食性に優れたス
テンレス鋼製品の適用分野が広がっている。たとえば、
湿潤環境に常時曝されるウォータポンプ部品では、所定
サイズに裁断されたステンレス鋼切板１を絞り加工，穿
孔した後、バーリング加工で穿孔部２を押し広げて拡開
先端３を形成する工程で製造される（図１）。ＳＵＳ３
０４に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼は、フ
ェライト系に比較すると格段に加工性に優れた材料であ
るが、図１に示すような過酷な加工を施して製品化する
場合、微小クラックが発生することがある。微小クラッ
クは、特に拡開先端３に散見される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明者等は、微小ク
ラックの発生を防止するため加工条件を種々変更した
が、加工条件の調整によっても微小クラックの発生を完
全には防止できない。そこで、材質面から微小クラック
の発生原因を究明したところ、次のメカニズムで微小ク
ラックが発生するとの推論を得た。オーステナイト系ス
テンレス鋼を成形加工して得られた製品を観察すると、
加工誘起マルテンサイトが検出されることがある。大き
な加工変形を受けた部分（たとえば、拡開先端３）ほど
加工誘起マルテンサイトが生成しやすく、加工誘起マル
テンサイトの生成によってステンレス鋼切板１が硬質化
する。
【０００４】大きな加工変形を受けた部分が更に拡開さ
れると、マトリックスのオーステナイト相と加工誘起マ
ルテンサイトとの変形抵抗が異なることから、加工誘起
マルテンサイトの界面に加工応力が集中しミクロクラッ
クが発生する。ミクロクラックは、加工中に導入される
歪によって成長し、微小クラックとして観察される。微
小クラックは、製品の商品価値を下げるばかりでなく、
以後の加工を困難にし、部品をウォータポンプに装着す
る際のハンドリング性も劣化させる。また、腐食発生の
起点ともなり、ウォータポンプの寿命にも悪影響を及ぼ
す。微小クラックは、ステンレス鋼を冷間鍛造によって
製品形態に加工する場合にも同様に発生しがちである。
しかも、鍛造条件の過酷化に伴って、鍛造金型の寿命を
含め素材ステンレス鋼に対する要求特性が一層厳しくな
っている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】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、材質面からの検
討をオーステナイト系ステンレス鋼に加えて適正材質を
選択することにより、過酷な加工，多段加工，冷間鍛造
で製造される部品であっても、オーステナイト系ステン
レス鋼本来の優れた耐食性を活用し、割れがなく優れた
耐久性を呈する部品に適した軟質ステンレス鋼板を提供
することを目的とする。
【０００６】本発明の軟質ステンレス鋼板は、その目的
を達成するため、式（１）で定義されるオーステナイト
安定指数Ｍｄ30が−１２０〜−１０，式（２）で定義さ
れる積層欠陥難易度指数ＳＦＥが３０以上（好ましく
は、３５以上）で、析出物に含まれるＣｕを１.０質量
％以下に規制することによりマトリックスの固溶Ｃｕが
１.０〜４.０質量％に維持されていることを特徴とす
る。Md30(℃)＝551−462(C＋N)−9.2Si−8.1Mn−29(Ni+
Cu)−13.7Cr−18.5Mo ・・・・（１） SFE(mJ／m2)＝2.2Ni＋6Cu−1.1Cr−13Si−1.2Mn＋32 ・・・・（２）
【０００７】マトリックスに分散析出している非金属介
在物については、ＳｉＯ2：１５質量％以上，Ａｌ
2Ｏ3：４０質量％以下の組成をもつＭｎＯ−ＳｉＯ2−
Ａｌ2Ｏ3系介在物が非金属介在物の７０質量％以上を占
めることが，加工性向上の上で好ましい。引張試験で求
められる引張り真応力−対数伸び歪曲線の勾配である加
工硬化指数ｎを０.４０〜０.５５，一軸引張試験による
破断伸びＥｌを５０％以上に調整するとき、多段加工に
よっても割れのない製品を製造できる。冷間鍛造用途に
使用する場合には、歪速度０.０１／秒の圧縮試験で求
められる真応力−真歪曲線において、真歪１.０のとき
の真応力を１２００ＭＰａ以下に調整することによって
優れた冷間鍛造性が付与される。
【０００８】この軟質ステンレス鋼板は、好ましくは
（Ｃ＋Ｎ）：０.０６質量％以下，Ｓｉ：２.０質量％以
下，Ｍｎ：５質量％以下，Ｃｒ：１５〜２０質量％，Ｎ
ｉ：５〜９質量％，Ｃｕ：１〜５質量％，Ａｌ：０.０
０３質量％以下，残部が実質的にＦｅの組成をもつ。必
要に応じて、Ｔｉ：０.５質量％以下，Ｎｂ：０.５質量
％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以
下，Ｍｏ：３.０質量％以下，Ｂ：０.０３質量％以下，
ＲＥＭ（希土類金属）：０.０２質量％以下，Ｃａ：０.
０３質量％以下の１種又は２種以上を含むこともでき
る。
【０００９】
【作用】本発明者等は、オーステナイト系ステンレス鋼
板の成形加工時に発生する割れが加工誘起マルテンサイ
トの生成及びオーステナイト相と加工誘起マルテンサイ
トとの変形抵抗差等に起因するとの前提に立って、加工
誘起マルテンサイト生成傾向に及ぼす材質面の影響を調
査検討した。加工誘起マルテンサイトへの変態は、加工
時に導入される歪によってオーステナイト相の結晶格子
が変形すること，オーステナイト相に分散している各種
析出物への応力集中が結晶格子の変形を促進させること
等が原因である。加工誘起マルテンサイトの生成は、前
掲の式（１）で定義されるオーステナイト安定指数Ｍｄ
30が−１２０〜−１０（好ましくは、−９０〜−２０）
となるように成分設計することによって抑制される。
【００１０】しかし、過酷な成形加工を経て製品化され
る用途では、オーステナイト相の安定化だけでは依然と
して加工割れや硬質化を完全には防止できない。未変態
のオーステナイト相であっても、加工硬化する。この場
合の加工硬化挙動はＦＣＣ構造を採るオーステナイト相
における転位の増殖形態に影響され、積層欠陥の生成難
易度によって加工硬化量が決まってくる。積層欠陥の生
成傾向は、前掲の式（２）で定義される積層欠陥難易度
指数ＳＦＥで表すことができる。なかでも、マトリック
スにＣｕを固溶させておくと、積層欠陥難易度指数ＳＦ
Ｅが大きく上昇する。この点、Ｃｕは、Ｎｉ代替による
原料費のコストダウンに留まらず、多段加工や冷間鍛造
時に加工硬化を一層低減させ、加工性を向上させる有効
成分である。積層欠陥難易度指数ＳＦＥが小さいと僅か
なエネルギーによって積層欠陥が生成し、転位の伝播が
積層欠陥によって抑えられる。その結果，転位が蓄積
し、加工硬化が大きくなる。
【００１１】オーステナイト安定指数Ｍｄ30及び積層欠
陥難易度指数ＳＦＥは、軟質ステンレス鋼板の成分設計
により調整されるが、マトリックスに含まれる固溶Ｃｕ
を１.０〜４.０質量％の範囲に維持することが重要であ
る。具体的には、１７Ｃｒ−１２Ｎｉ−０.８Ｍｎベー
スのステンレス鋼の耐力及び引張強さに及ぼす各添加元
素の影響を示した図２，３にみられるように、１.０〜
４.０質量％のＣｕ含有量で０.２％耐力及び引張強さ共
に大幅に低下する〔ISIJ International, Vol.34 (199
1), No.9, p.766〕。
【００１２】ＣｕはＮｉよりも大きな軟質化効果を呈す
る。Ｃｕ含有による軟質化効果について本発明者等が調
査・研究した結果、マトリックスに固溶しているＣｕが
軟質化に大きな影響を及ぼし、ε-Ｃｕ等として析出し
ているＣｕでは却って加工性が低下することを見出し
た。マトリックス及び析出物のＣｕ濃度は、透過型電子
顕微鏡観察サンプルをＥＤＸ分析することによって測定
される。必要量の固溶Ｃｕは、ステンレス鋼板製造時の
圧延条件及び熱処理条件を制御することによって確保さ
れる。具体的には、熱延板，冷延板共に１０００℃以上
の材料温度で均熱０秒以上の加熱焼鈍を施すことによっ
て必要量の固溶Ｃｕが確保される。
【００１３】オーステナイト安定指数Ｍｄ30を−１２０
〜−１０の範囲に維持して加工誘起マルテンサイトの生
成を抑え、且つ積層欠陥難易度指数ＳＦＥを３０以上と
することにより積層欠陥の生成が減少する。更に、固溶
Ｃｕを１.０〜４.０質量％の範囲に維持するとき、加工
誘起マルテンサイト生成に起因する硬質化及び転位蓄積
に起因するオーステナイト相の硬質化がなく、良好な加
工性及び軟質を維持したままで目標形状への加工が可能
となる。なかでも、オーステナイト安定指数Ｍｄ30を−
２０以下に調整すると、加工誘起マルテンサイト変態挙
動が外気温の低下や加工速度の上昇による影響を受けに
くくなり、加工性が安定化する。また、オーステナイト
安定指数Ｍｄ30を−９０以上に調整すると、高価なＮｉ
等のオーステナイト形成元素を多量に必要とすることが
ないので、鋼材コストの上昇も抑えられる。
【００１４】更に、加工硬化指数ｎを０.４０〜０.５
５，破断伸びＥｌを５０％以上に調整するとき、高加工
度の多段加工が施されても割れ発生のない製品形状に加
工できる。加工硬化指数ｎ及び破断伸びＥｌは、ステン
レス鋼板を製造する段階で圧延条件及び熱処理条件を調
整することによって所定範囲に収めることができる。加
工硬化指数（ｎ値）は、圧延方向に直交する方向を長手
方向としたサンプルを各ステンレス鋼板から切り出し、
ＪＩＳ Ｚ２２０１に規定される１３Ｂ号定型試験片に
加工し、引張試験の実測値から引張り真応力−対数伸び
歪曲線を作成し、その曲線の勾配から求められる。破断
伸びＥｌは、圧延方向に直交する方向を長手方向とする
試験片をオーステナイト系ステンレス鋼板から切り出
し、同じく引張試験で試験片が破断するまで引っ張り、
破断後の試験片を突き合わせ、標点間距離の伸びを測定
することにより求められる。また、歪速度０.０１／秒
の圧縮試験で求められる真応力−真歪曲線において、真
歪１.０のときの真応力を１２００ＭＰａ以下に調整す
ると、プレス成形加工時にステンレス鋼が容易に塑性変
形するため、プレス金型の寿命が十分に長くなり、経済
的に製造コストで各種冷間鍛造部材が製造される。
【００１５】加工硬化指数ｎ：０.４０〜０.５５，破断
伸びＥｌ：５０％以上の軟質ステンレス鋼板は、成形加
工時に導入される歪を素材の塑性変形（メタルフロー）
として吸収する。しかも、加工誘起マルテンサイト及び
積層欠陥が生成しがたい材料であるため、二次加工の際
にもオーステナイト系特有の軟質状態が維持される。そ
のため、図１に示したウォータポンプ部品に限らず、過
酷な加工が多段に施されて製品化される電機モータケー
ス，センサケース，へら絞り加工による照明用笠，形鋼
等にも使用される。また、鋼中の非金属介在物を軟質の
ＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系介在物に制御することに
より加工性の更なる向上が図られる。特に、ＳｉＯ2：
１５質量％以上，Ａｌ2Ｏ3：４０質量％以下の組成をも
つＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系介在物が非金属介在物
全体に占める割合を７０質量％以上にすることにより、
加工性が顕著に改善される。
【００１６】ＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系介在物は、
真空又は非酸化性雰囲気中で塩基性スラグを形成し、Ａ
ｌ：１．０質量％以下のＳｉ合金で溶鋼脱酸することに
よって生成する。このＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系介
在物は、通常の溶製で生成する４０質量％を超える多量
のＡｌ2Ｏ3を含む硬質のガラキサイト（ＭｎＯ−Ａｌ 2
Ｏ3）系介在物と異なり、加工時にステンレス鋼板の塑
性変形に伴って展延され、亀裂発生の起点にならない。
【００１７】本発明が対象とするオーステナイト系ステ
ンレス鋼板は、好ましくは（Ｃ＋Ｎ）：０.０６質量％
以下，Ｓｉ：２.０質量％以下，Ｍｎ：５質量％以下，
Ｃｒ：１５〜２０質量％，Ｎｉ：５〜９質量％，Ｃｕ：
１.０〜４.０質量，Ａｌ：０.００３質量％以下，Ｓ：
０.００５質量％以下を含む。更に必要に応じ、Ｔｉ：
０.５質量％以下，Ｎｂ：０.５質量％以下，Ｚｒ：０.
５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｍｏ：３.０質量
％以下，Ｂ：０.０３質量％以下，ＲＥＭ（希土類金
属）：０.０２質量％以下，Ｃａ：０.０３質量％以下の
１種又は２種以上を添加することもできる。
【００１８】当該組成をもつステンレス鋼自体は、本出
願人が特開平９−２６３９０５号公報で紹介したもので
あるが、その中からオーステナイト安定指数Ｍｄ30及び
積層欠陥難易度指数ＳＦＥが本発明で規定した条件を満
足する材料を選択することにより、過酷な加工を施して
も硬度上昇や微小クラックの原因である加工誘起マルテ
ンサイトの生成やオーステナイト相の硬質化がなく、オ
ーステナイト系ステンレス鋼本来の優れた耐食性を活か
し、割れ等の欠陥がない製品が得られる。
【００１９】以下、本発明が対象とする軟質ステンレス
鋼板に含まれる合金成分，含有量等を説明する。 （Ｃ＋Ｎ）：０.０６質量％以下 Ｃ，Ｎは、多量に含まれると固溶強化により０.２％耐
力や硬さを上昇させる合金成分である。また、加工誘起
マルテンサイト相を過度に硬質化し、深絞り性，伸びフ
ランジ性，二次加工性に悪影響を及ぼし、圧縮変形抵抗
を大きくする合金成分である。過剰量のＣ含有は、バー
リング加工の際に大きな歪を受けた部分で時期割れと称
される破壊現象の原因にもなる。Ｃ及びＮに起因する欠
陥は、合計含有量を０.０６質量％以下に規制すること
によって抑制できる。
【００２０】Ｓｉ：２.０質量％以下 製鋼段階で脱酸剤として添加される合金成分であるが、
２.０質量％を超える過剰量のＳｉが含まれると材質が
硬質化すると共に、加工硬化，圧縮変形抵抗が大きくな
り、二次加工性が低下する。なかでも、Ｓｉ含有量を
１.２質量％以下（好ましくは、０.８質量％以下）に規
制すると、積層欠陥難易度指数ＳＦＥが３５以上とな
り、固溶強化が抑制され、更なる軟質化が図られる。他
方、Ｓｉ含有量が１.２質量％を越える領域では、加工
性が若干低下するものの、耐応力腐食割れ性が向上す
る。この場合でも、積層欠陥難易度指数ＳＦＥが３０以
上となる合金設計を採用することにより、耐応力腐食割
れ性及び二次加工性を両立させたオーステナイト系ステ
ンレス鋼板が得られる。
【００２１】Ｍｎ：５質量％以下 Ｍｎ含有量の増加に応じて加工誘起マルテンサイト相が
生成しがたくなり、０.２％耐力，加工硬化率，圧縮変
形抵抗が低下する。しかし、５質量％を超える過剰量の
Ｍｎ含有は、製鋼時に耐火物損傷を促進させ、加工割れ
の起点となるＭｎ系介在物を増加させる。 Ｃｒ：１５〜２０質量％ ステンレス鋼の耐食性を向上させる上で必須の合金成分
であり、１５質量％以上のＣｒ含有で効果が顕著にな
る。Ｃｒの耐食性改善効果は、Ｎｉとの共存によって一
層顕著になる。しかし、Ｃｒ含有量の増加に伴って硬質
化し、二次加工性，深絞り性，伸びフランジ性等が低下
し、圧縮変形抵抗が増加することから、Ｃｒ含有量の上
限を２０質量％に設定した。
【００２２】Ｎｉ：５〜９質量％ Ｃｒと複合添加することにより耐孔食性等の耐食性改善
に有効な合金成分であり、５質量％以上のＮｉ含有で効
果が顕著になる。また、Ｎｉ含有量の増加に伴って軟質
化し、加工誘起マルテンサイト相の生成に起因する加工
硬化も抑えられ、二次加工性，深絞り性，伸びフランジ
性等が改善され、圧縮変形抵抗が減少する。しかし、高
価な元素であることから、経済性とプレス成形性の改善
効果を勘案し、Ｎｉ含有量の上限を９質量％に設定し
た。
【００２３】Ｃｕ：１.０〜４.０質量％ 加工誘起マルテンサイト相の生成に起因する加工硬化を
抑制し、ステンレス鋼を軟質化することにより、二次加
工性，深絞り性，伸びフランジ性等を改善し、圧縮変形
抵抗を低減する合金成分であり、１.０質量％以上でＣ
ｕの添加効果が顕著になる。鋼中のＣｕは固溶状態で存
在していることが好ましく、Ｃｕ系析出物の増加に従っ
て成形性が低下する傾向を示す。Ｃｕ系析出物の析出量
は、製造工程で圧延条件，熱処理条件等を制御すること
により調整できる。また、オーステナイト生成元素であ
ることから、Ｃｕ含有量の増加に応じてＮｉ含有量の設
定自由度が増す。具体的には、２.０質量％以上のＣｕ
を含有させることにより、Ｎｉを下限値５質量％近くま
で下げることができる。しかし、４.０質量％を超える
過剰量のＣｕが含まれると、熱間加工性に悪影響が現れ
る。
【００２４】Ａｌ：０.００３質量％以下 マトリックスに分散析出する非金属介在物を軟質で展延
性のあるＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系にするため、Ａ
ｌ含有量を０.００３質量％以下に規制する。Ａｌ含有
量が０.００３質量％を超えると、硬質のＡｌ2Ｏ3クラ
スターが生成し、成形加工時にＡｌ2Ｏ3クラスターが割
れ発生の起点になりやすい。 Ｓ：０.００５質量％以下 ０.００５質量％を超える過剰量のＳが含まれると、鋼
板製造時の熱間加工性が低下すると共に、二次加工性，
深絞り性，伸びフランジ性等も低下し、圧縮変形抵抗が
大きくなる。また、腐食の起点となるＭｎＳ系の硫化物
が鋼中に多量に分散する結果、耐食性にも悪影響を及ぼ
す。また、穴拡げ加工時等で破断の起点となるＡ系介在
物、なかでもＭｎＳを低減する上では、Ｓ含有量を０.
００３質量％以下に規制することが好ましい。
【００２５】Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ：それぞれ０〜０.
５質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎ等の固
溶強化元素を固定し、ステンレス鋼板の硬質化を抑え、
ひいては二次加工性，深絞り性，伸びフランジ性等を向
上させ、圧縮変形抵抗を低減する作用を呈する。これら
元素の添加効果は、０.５質量％で飽和し、それ以上添
加しても増量に見合った効果が期待できない。非金属介
在物を軟質のＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3に制御する場
合、それぞれ添加元素の上限をＴｉ：０.０１質量％，
Ｚｒ：０.０１質量％，Ｖ：０.０１質量％に設定する。
【００２６】Ｍｏ：０〜３.０質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、耐食性を改善
する作用を呈する。しかし、過剰量のＭｏ添加は硬さ及
び圧縮変形抵抗を上昇させる原因となるので、Ｍｏを添
加する場合には上限を３.０質量％に規定する。 Ｂ：０〜０.０３質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、熱間加工性を
向上させ、熱延時の割れ防止に有効である。しかし、過
剰量のＢ含有は却って熱間加工性が低下することになる
ので、Ｂを添加する場合には上限を０.０３質量％に規
定する。
【００２７】ＲＥＭ（希土類元素）：０〜０.０２質量
％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｂと同様に熱
間加工性の改善に有効である。しかし、過剰に添加する
と添加効果が飽和することに加え、硬質化を招き成形加
工性が低下することから、ＲＥＭを添加する場合には上
限を０.０２質量％に規定する。非金属介在物を軟質の
ＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系介在物に制御する場合、
ＲＥＭの上限を０.００５質量％に設定する。 Ｃａ：０〜０.０３質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、熱間加工性の
改善に有効である。しかし、０.０３質量％を超える過
剰量のＣａを添加しても、添加効果が飽和し、清浄度が
低下する。非金属介在物を軟質のＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａ
ｌ2Ｏ3系介在物に制御する場合、Ｃａの上限を０.００
５質量％に設定する。
【００２８】
【実施例１】表１の組成をもつ各種ステンレス鋼を溶製
し、連鋳スラブを得た後、抽出温度１２３０℃で熱間圧
延することにより板厚３ｍｍの熱延鋼帯を製造した。熱
延鋼帯に１１５０℃×均熱１分の焼鈍を施し、酸洗後に
板厚０.４ｍｍまで冷間圧延した。次いで、冷延鋼帯を
１０５０℃×均熱１分で仕上げ焼鈍し、酸洗した。得ら
れた冷延鋼帯の機械的性質を表２に示す。
【００２９】
【００３０】
【００３１】各ステンレス鋼板からブランク径７４ｍｍ
の試験片を切り出し、パンチ径３３ｍｍ，パンチＲ３ｍ
ｍ，ダイス径３５ｍｍ，ダイスＲ３ｍｍの円筒ポンチ及
びダイスを用い、皺押え圧力１トンで高さ７ｍｍまで絞
り加工した。次いで、ブランク中心に穴径１０ｍｍで穿
孔した後、パンチ径３３ｍｍ，パンチＲ３ｍｍ，ダイス
径３５ｍｍ，ダイスＲ３ｍｍの円筒ポンチ及びビード付
きダイスにより粘度６０ｍｍ2／ｓ（４０℃）の潤滑油
を用いて穿孔部２を穴拡げ加工した（図４）。ブランク
中心に形成された穿孔部２の縁の硬さを測定し、穿孔に
よる硬質化を調査した。
【００３２】また、バーリング加工性を定量的に評価す
るため、穿孔部２の縁に割れが発生するまでパンチを圧
入して穴拡げ加工し、割れ発生時の穴径を測定し、限界
穴拡げ率（％）［（割れ発生時の穴径−初期穴径）／初
期穴径×１００］を算出した。表３の試験結果にみられ
るように、穴拡げ加工された穿孔部２の最高硬さが鋼種
Ａ（本発明例）では３１０ＨＶ，鋼種Ｂ（本発明例）で
は３０８ＨＶに止まっていたのに対し、鋼種Ｃ〜Ｅ（比
較例）では最高硬さが３６０ＨＶ以上と大きく上昇して
いた。また、穴拡げ率が鋼種Ａ（本発明例）では７０
％，鋼種Ｂ（本発明例）では６９％に至るまで穿孔部２
の縁部に割れが発生しなかったのに対し、鋼種Ｃ〜Ｅ
（比較例）では遥かに低い穴拡げ率で割れが発生した。
【００３３】
【００３４】表３から、深絞り及び穿孔によって硬質化
した材料ほど限界穴拡げ率が小さく、穴拡げ加工によっ
て成形可能な拡開先端３の径が小さくなることが判る。
そこで、加工による硬質化に及ぼすオーステナイト安定
指数Ｍｄ30及び積層欠陥難易度指数ＳＦＥによる破断伸
びの影響を調査した。供試鋼板としては、鋼種Ａを基本
成分とし、各合金成分の増減によってオーステナイト安
定指数Ｍｄ30及び積層欠陥難易度指数ＳＦＥを調整した
ステンレス鋼板を使用した。各ステンレス鋼板から切り
出された試験片を、前掲と同じ条件下で深絞り，穿孔，
穴拡げ加工した。そして、穿孔部２の縁部最高硬さ及び
限界穴拡げ率とオーステナイト安定指数Ｍｄ30及び積層
欠陥難易度指数ＳＦＥとの関係を調査した。
【００３５】図５〜８の調査結果から明らかなように、
オーステナイト安定指数Ｍｄ30が−１２０〜−１０，積
層欠陥難易度指数ＳＦＥが３０以上のとき穿孔部２の縁
部最高硬さが３５０ＨＶ以下に抑えられており、限界穴
拡げ率も６０％以上の大きな値を示した。そこで、オー
ステナイト安定指数Ｍｄ30：−３７.８，積層欠陥難易
度指数ＳＦＥ：４３.２のステンレス鋼板（表１の鋼種
Ａ）を用いて前掲と同じ条件下で深絞り（高さ７ｍ
ｍ），穿孔（穴径２６ｍｍ），バーリング加工（拡開先
端３の内径３３ｍｍ）を施し、ウォータポンプ部品を製
造した。得られた１０００個のウォータポンプ部品の拡
開先端３を観察した結果、表４に示すように、割れの発
生がなく、良質のウォータポンプ部品として使用できる
ことが確認できた。これに対し、オーステナイト安定指
数Ｍｄ30及び積層欠陥難易度指数ＳＦＥの何れか又は双
方が本発明で既定した条件を満足しないステンレス鋼板
を素材としたものでは、拡開先端３に割れが発生した。
【００３６】
【００３７】
【実施例２】表５の組成をもつ各種ステンレス鋼を溶製
し、連鋳スラブを得た後、抽出温度１２３０℃で熱間圧
延し、板厚３ｍｍの熱延鋼帯を製造した。熱延鋼帯に１
１５０℃×均熱１分の焼鈍を施し、酸洗後に板厚０．４
ｍｍまで冷間圧延した。次いで、冷延鋼帯を１０５０℃
×均熱１分で仕上げ焼鈍し、酸洗した。得られた各ステ
ンレス鋼板について介在物の形態を分析した結果を、オ
ーステナイト安定指数Ｍｄ30及び積層欠陥難易度指数Ｓ
ＦＥと共に表６に示す。なお、介在物のＳｉＯ2及びＡ
ｌ2Ｏ3量は、ＥＰＭＡ分析により測定した。また、透過
型電子顕微鏡観察視野内でのＥＤＸ分析により測定した
析出物のＣｕ濃度を表６に併せ示す。表７には、各ステ
ンレス鋼板の機械的性質を示す。
【００３８】
【００３９】
【００４０】
【００４１】各ステンレス鋼板からブランク径７４ｍｍ
の試験片を切り出し、パンチ径３３ｍｍ，パンチＲ３ｍ
ｍ，ダイス径３５ｍｍ，ダイスＲ３ｍｍの円筒ポンチ及
びダイスを用い、皺押え圧力１トンで高さ７ｍｍまで絞
り加工した。次いで、径２６ｍｍのパンチ及び径２６.
１ｍｍのポンチを用い、絞り加工品の底部中心に穴径２
６ｍｍで穿孔した後、パンチ径３３ｍｍ，パンチＲ３ｍ
ｍ，ダイス径３５ｍｍ，ダイスＲ３ｍｍの円筒ポンチ及
びダイスにより粘度６０ｍｍ2／ｓ（４０℃）の潤滑油
を用いて穿孔部２をバーリング加工し（図１）、ウォー
タポンプ部品を作製した。
【００４２】得られたウォータポンプ部品について拡開
先端３の形状を観察して割れ発生の有無を調査した。ま
た、３５℃の５％ＮａＣｌ溶液を１０００時間噴霧した
後、光学顕微鏡で製品表面を観察し、各製品ごとに３０
箇所の測定点で孔食深さを測定し、測定値のうちで最も
深い最大孔食深さによって耐孔食性を評価した。表８の
調査結果にみられるように、鋼種Ｎｏ.１〜３は、拡開
先端３の縁に割れが検出されず、最大孔食深さが何れも
０.１ｍｍ以下と優れた耐孔食性を示し、特に過酷な多
段加工が施されるウォータポンプ部品用として好適な素
材であった。
【００４３】これに対し、（Ｃ＋Ｎ）が０.０６質量％
を超える鋼種Ｎｏ.４から作製されたウォータポンプ部
品は、耐孔食性に優れていたものの、拡開先端３にネッ
キングが発生していた。更に（Ｃ＋Ｎ）が多い鋼種Ｎ
ｏ.５では、拡開先端３に多数の割れが発生しており、
成形後２０時間経過した段階で時期割れも発生した。最
大孔食深さも０.１ｍｍを超えており、耐孔食性に劣っ
ていた。Ｃｒ含有量が１６質量％未満の鋼種Ｎｏ.６か
ら作製されたウォータポンプ部品は、バーリング加工性
に優れているものの、最大孔食深さが０.１ｍｍを超え
る耐孔食性に劣るものであった。逆に、Ｃｒ含有量が２
０質量％を超える鋼種Ｎｏ.７のステンレス鋼板では、
バーリング加工で成形した拡開先端３に多数の割れが発
生した。Ｓ含有量が０.００５質量％を超える鋼種Ｎｏ.
８では、耐孔食性を満足するものの、バーリング加工後
に拡開先端３からネッキングが生じており、形状不良の
ため製品化できなかった。更にＳ含有量の多い鋼種Ｎ
ｏ.９では、鋼種Ｎｏ.８と同様に形状不良のため製品化
できず、最大孔食深さが０.１ｍｍを超え耐食性にも劣
っていた。
【００４４】更に、本発明で既定した条件下でＭｏ，
Ｂ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ，Ｃａ、ＲＥＭをそれ
ぞれ添加した鋼種Ｎｏ.１０，１２〜１９から作製され
たウォータポンプ部品は、バーリング加工性，耐孔食性
の双方に優れており、拡開先端３に割れが全く検出され
なかった。しかし，３質量％を超える過剰量のＭｏを添
加した鋼種Ｎｏ.１１のステンレス鋼板では、バーリン
グ加工によって成形した拡開先端３に割れが発生してい
た。
【００４５】
【００４６】
【実施例３】表９の組成をもつ各種ステンレス鋼を溶製
し、連鋳スラブを得た後、抽出温度１２３０℃で熱間圧
延することにより、板厚５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
熱延鋼帯に１１００℃×均熱１分の焼鈍を施し、酸洗し
た。
【００４７】
【００４８】各ステンレス鋼板から板厚方向を高さとし
て外径３.０ｍｍ，高さ４ｍｍの試験片を切り出した。
この円柱状試験片を歪速度０.０１／秒で円柱軸方向に
圧縮し、変形中の真歪−真応力の関係を調査した。各ス
テンレス鋼の真歪が１.０で、高さが試験前に比較して
約６０％減少した時点での真応力の値を表１０に示す。
表１０から明らかなように、本発明鋼Ａ，Ｂは何れも１
２００ＭＰａ以下の低い変形抵抗を示すのに対し、比較
鋼Ｃ〜Ｆでは１２００ＭＰａを大幅に越える高い変形抵
抗を示した。ただし、鋼種Ｆでは真歪が１.０に達する
以前に試験片の側面に割れが発生しており、変形能が低
下したことが判る。
【００４９】
【００５０】
【実施例４】表９の組成をもつ各種ステンレス鋼を溶製
し、連鋳スラブを得た後、抽出温度１２３０℃で熱間圧
延することにより、板厚５ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
熱延鋼帯に１１００℃×均熱１分の焼鈍を施し、酸洗
後、冷間圧延によって板厚２ｍｍの冷延鋼帯を製造し
た。引き続き１０５０℃×均熱１分の焼鈍，酸洗を施
し、冷延焼鈍鋼帯を得た。
【００５１】得られた冷延焼鈍鋼帯から幅１ｍ，長さ２
ｍの切板を切り出し、図９に示した凹凸のある断面形状
に連続プレス成形し、成形枚数と凸面高さとの関係を調
査した。各ステンレス鋼帯のオーステナイト安定指数Ｍ
ｄ30，積層欠陥難易度指数ＳＦＥ，マトリックスに固溶
しているＣｕ量及び１０００枚プレス成形した後での凸
面高さを表１１に示す。表１１から明らかなように、オ
ーステナイト安定指数Ｍｄ30が−１２０〜−１０の範囲
にあり、積層欠陥難易度指数ＳＦＥが３０以上，固溶Ｃ
ｕが１.０質量％以上の鋼種Ａ，Ｂを素材とする冷間鍛
造品では、１０００枚をプレス成形した後でも１ｍｍ以
上の成形高さが確保されており、設計成形高さに対して
８０％以上の値が維持されていた。
【００５２】他方、オーステナイト安定指数Ｍｄ30が−
１０を超え、積層欠陥難易度指数ＳＦＥが３０未満の鋼
種Ｃ，積層欠陥難易度指数ＳＦＥが３０未満の鋼種Ｄ，
析出物に含まれているＣｕが１.０％を超える鋼種Ｅを
素材とする冷間鍛造品では、１０００枚プレス成形後の
凸面高さが１ｍｍ未満になっており、何れも設計成形高
さに対して８０％未満の値を示した。成形高さの減少は
著しい金型の摩耗に由来するものであり、本発明鋼Ａ，
Ｂに比較して金型寿命が短くなっていることが判る。ま
た、オーステナイト安定指数Ｍｄ30が−１２０未満の鋼
種Ｆでは、成形初期から凸部に割れが発生し、プレス成
形が不可能であった。
【００５３】
【００５４】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明の軟質ス
テンレス鋼板は、加工誘起マルテンサイトが生じがた
く、且つオーステナイト相が硬質化しがたい成分設計を
採用し、加工応力による変形抵抗を小さくしているた
め、過酷な加工変形を受けても局部的に加工歪みが蓄積
されることなく、加工誘起マルテンサイトの生成及びオ
ーステナイト相の硬質化を抑制している。そのため、過
酷な加工に曝される用途や多段加工によって製品化され
る場合でも、十分な伸びが確保され、割れ等の加工欠陥
が少ない加工品に成形される。また、圧縮変形抵抗も低
減されるため、冷間鍛造性にも優れ、成形金型の寿命を
延長する上でも有利である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 ウォータポンプ部品の製造工程を示す概略図
【図２】 １７Ｃｒ−１２Ｎｉ−０.８Ｍｎステンレス
鋼の耐力に及ぼす各成分の影響を表したグラフ
【図３】 １７Ｃｒ−１２Ｎｉ−０.８Ｍｎステンレス
鋼の引張強さに及ぼす各成分の影響を表したグラフ
【図４】 穴拡げ加工までの工程概略図
【図５】 穿孔縁部の最高硬さに及ぼすオーステナイト
安定指数Ｍｄ30の影響を示したグラフ
【図６】 穿孔縁部の最高硬さに及ぼす積層欠陥難易度
指数ＳＦＥの影響を示したグラフ
【図７】 穴拡げ率に及ぼすオーステナイト安定指数Ｍ
ｄ30の影響を示したグラフ
【図８】 穴拡げ率に及ぼす積層欠陥難易度指数ＳＦＥ
の影響を示したグラフ
【図９】 実施例４で製造された冷間鍛造品の断面形状
【符号の説明】
１：ステンレス鋼切板 ２：穿孔部 ３：拡開先端
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鈴木 聡 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 田中 秀記 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 香月 淳一 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 山内 隆 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

Claims (6)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 式（１）で定義されるオーステナイト安
    定指数Ｍｄ30が−１２０〜−１０，式（２）で定義され
    る積層欠陥難易度指数ＳＦＥが３０以上で、析出物に含
    まれるＣｕを１.０質量％以下に規制することによりマ
    トリックスの固溶Ｃｕが１.０〜４.０質量％に維持され
    ていることを特徴とする加工性，冷間鍛造性に優れた軟
    質ステンレス鋼板。 Md30(℃)＝551−462(C＋N)−9.2Si−8.1Mn−29(Ni+Cu)−13.7Cr−18.5Mo ・・・・（１） SFE(mJ／m2)＝2.2Ni＋6Cu−1.1Cr−13Si−1.2Mn＋32 ・・・・（２）
  2. 【請求項２】 非金属介在物の７０質量％以上がＳｉＯ
    2：１５質量％以上，Ａｌ2Ｏ3：４０質量％以下の組成
    をもつＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系介在物で占められ
    ている請求項１記載の軟質ステンレス鋼板。
  3. 【請求項３】 引張試験で求められる引張り真応力−対
    数伸び歪曲線の勾配である加工硬化指数ｎが０.４０〜
    ０.５５，一軸引張試験による破断伸びＥｌが５０％以
    上である請求項１記載の軟質ステンレス鋼板。
  4. 【請求項４】 歪速度０.０１／秒の圧縮試験で求めら
    れる真応力−真歪曲線において、真歪１.０のときの真
    応力が１２００ＭＰａ以下である請求項１記載の軟質ス
    テンレス鋼。
  5. 【請求項５】 ステンレス鋼が（Ｃ＋Ｎ）：０.０６質
    量％以下，Ｓｉ：２.０質量％以下，Ｍｎ：５質量％以
    下，Ｃｒ：１５〜２０質量％，Ｎｉ：５〜９質量％，Ｃ
    ｕ：１.０〜４.０質量％，Ａｌ：０.００３質量％以
    下，Ｓ：０.００５質量％以下，残部が実質的にＦｅの
    組成をもつ請求項１〜４の何れかに記載の軟質ステンレ
    ス鋼板。
  6. 【請求項６】 ステンレス鋼が更にＴｉ：０.５質量％
    以下，Ｎｂ：０.５質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以
    下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｍｏ：３.０質量％以下，
    Ｂ：０.０３質量％以下，ＲＥＭ（希土類金属）：０.０
    ２質量％以下，Ｃａ：０.０３質量％以下の１種又は２
    種以上を含む請求項１〜５の何れかに記載の軟質ステン
    レス鋼板。
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