JP3696552B2 - 加工性,冷間鍛造性に優れた軟質ステンレス鋼板 - Google Patents
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Description
【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)。
SUS304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、(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,残部がFe及び不可避的不純物からなり、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以上となる組成を有し、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%に維持されているとともに、非金属介在物の70質量%以上がSiO2:15質量%以上,Al2O3:40質量%以下の組成をもつMnO−SiO2−Al2O3系介在物で占めら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】
この軟質ステンレス鋼板は、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。
【0008】
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。
【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Md30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SFE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 (1991), 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0.40〜0.55,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、Al: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−Al2O3)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Cu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、Al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−Al2O3系介在物に制御する場合、Caの上限を0.005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R3mm,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7mm),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SFEと共に表6に示す。なお、介在物のSiO2及びAl2O3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R3mm,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26mm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No.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20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No.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1200MPa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2m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Md30,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Cu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Md30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
Claims (2)
- (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,残部がFe及び不可避的不純物からなり、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以上となる組成を有し、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%に維持されているとともに、非金属介在物の70質量%以上がSiO 2 :15質量%以上,Al 2 O 3 :40質量%以下の組成をもつMnO−SiO 2 −Al 2 O 3 系介在物で占めら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) - ステンレス鋼板が更に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 . 02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に記載の加工性,冷間鍛造性に優れた軟質ステンレス鋼板。
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