JPH0826436B2 - プレス成形加工性と表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
プレス成形加工性と表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法Info
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- JPH0826436B2 JPH0826436B2 JP2205158A JP20515890A JPH0826436B2 JP H0826436 B2 JPH0826436 B2 JP H0826436B2 JP 2205158 A JP2205158 A JP 2205158A JP 20515890 A JP20515890 A JP 20515890A JP H0826436 B2 JPH0826436 B2 JP H0826436B2
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Description
【発明の詳細な説明】 「発明の目的」 本発明はプレス成形加工性と表面特性に優れたフェラ
イト系ステンレス鋼およびその製造方法に係り、深絞
り、張出し、伸びフランジ等のプレス成形加工性および
表面疵や成形後の耐縦割れ性などの表面特性に優れたフ
ェライト系ステンレス鋼およびその適切な製造方法を提
供しようとするものである。
イト系ステンレス鋼およびその製造方法に係り、深絞
り、張出し、伸びフランジ等のプレス成形加工性および
表面疵や成形後の耐縦割れ性などの表面特性に優れたフ
ェライト系ステンレス鋼およびその適切な製造方法を提
供しようとするものである。
（産業上の利用分野） プレス成形加工性と共に成形後の表面特性に優れたフ
ェライト系ステンレス鋼およびその製造技術。
ェライト系ステンレス鋼およびその製造技術。
（従来の技術） フェライト系ステンレス鋼板は家業機器、家電機器に
広く用いられている。ステンレス鋼板の部品への成形に
際しては、プレス成形加工を施すのが一般的である。ま
た、成形の方法は深絞り加工、張り出し加工、伸びフラ
ンジ加工などの単独あるいは組み合わせにより行われ
る。何れにしても材料に対しては苛酷な成形が行われる
場合が多く、鋼板には優れた成形加工性が要求される。
また、深絞り加工を受けた後、縦割れと称する割れが生
ずることがあり、耐縦割れ性に優れることも要求され
る。
広く用いられている。ステンレス鋼板の部品への成形に
際しては、プレス成形加工を施すのが一般的である。ま
た、成形の方法は深絞り加工、張り出し加工、伸びフラ
ンジ加工などの単独あるいは組み合わせにより行われ
る。何れにしても材料に対しては苛酷な成形が行われる
場合が多く、鋼板には優れた成形加工性が要求される。
また、深絞り加工を受けた後、縦割れと称する割れが生
ずることがあり、耐縦割れ性に優れることも要求され
る。
このような背景から従来多くの加工用フェライトステ
ンレス鋼に関する技術が検討され、その方法が以下のよ
うに開示されている。
ンレス鋼に関する技術が検討され、その方法が以下のよ
うに開示されている。
例えば特公昭57-36971号公報のように深絞り性を向
上させるためのTi添加Al含有フェライト系ステンレス
鋼。
上させるためのTi添加Al含有フェライト系ステンレス
鋼。
特公昭57-55787、特公昭59-37332、特公平2-427お
よび特開平1-201445号公報のように、Ti、Nb、Ｖ、Zrの
単独あるいは複合添加されたAl添加フェライト系ステン
レス鋼。
よび特開平1-201445号公報のように、Ti、Nb、Ｖ、Zrの
単独あるいは複合添加されたAl添加フェライト系ステン
レス鋼。
特開昭58-104158、特公昭59-52226号公報のようなC
u添加フェライト系ステンレス鋼。
u添加フェライト系ステンレス鋼。
特公平2-7391号公報のように縦割れを改善する方法
としてＢ添加フェライト系ステンレス鋼。
としてＢ添加フェライト系ステンレス鋼。
（発明が解決しようとする課題） 前記したような従来の技術によるものは何れにしても
好ましい手法となし得ない。即ちの特公昭57-36971号
公報に開示されているTi添加フェライト系ステンレス
鋼、あるいはの特公昭57-55787号、特公昭59-37332
号、特公平2-427号、特開平1-201445号公報に開示され
ているTi、またはTiとNb、Ｖ、Zr添加フェライト系ステ
ンレス鋼はいずれもその実施例中に示されているように
0.005〜0.50％のAl添加を必須要件としている。これはA
l、Ti複合添加による成形加工性の改善、あるいは脱酸
材として添加することによりTiO2の生成抑制を通じた表
面性状改善効果を期待したものである。しかしながらAl
の添加は鋼中に硬質なAl2O3の生成をもたらし、鋼板上
に表面疵をつくる原因となるためステンレス鋼板の美観
を損うという欠点を有する。
好ましい手法となし得ない。即ちの特公昭57-36971号
公報に開示されているTi添加フェライト系ステンレス
鋼、あるいはの特公昭57-55787号、特公昭59-37332
号、特公平2-427号、特開平1-201445号公報に開示され
ているTi、またはTiとNb、Ｖ、Zr添加フェライト系ステ
ンレス鋼はいずれもその実施例中に示されているように
0.005〜0.50％のAl添加を必須要件としている。これはA
l、Ti複合添加による成形加工性の改善、あるいは脱酸
材として添加することによりTiO2の生成抑制を通じた表
面性状改善効果を期待したものである。しかしながらAl
の添加は鋼中に硬質なAl2O3の生成をもたらし、鋼板上
に表面疵をつくる原因となるためステンレス鋼板の美観
を損うという欠点を有する。
上記したの特公昭59-52226号、特開昭58-104158号
公報に開示されているCu添加フェライト系ステンレス鋼
は、板面異方性の改善、耐食性の向上の点から0.2〜0.6
％程度のCuが添加されるので、特性の向上には有効であ
るがコストの増加をもたらすという問題点がある。
公報に開示されているCu添加フェライト系ステンレス鋼
は、板面異方性の改善、耐食性の向上の点から0.2〜0.6
％程度のCuが添加されるので、特性の向上には有効であ
るがコストの増加をもたらすという問題点がある。
更にの特公平2-7391号公報によるものは耐縦割れ性
が改善されるとしても深絞り性や張出し性、伸びフラン
ジ性などのプレス成形加工性に難点を有している。
が改善されるとしても深絞り性や張出し性、伸びフラン
ジ性などのプレス成形加工性に難点を有している。
「発明の構成」 （課題を解決するための手段） 本発明は上記したような従来技術における課題を解消
するように検討を重ね、Alの無添加あるいは厳しい制
限、Ti、Nb、Ｂ添加量の適正化という観点から成分範囲
を規定して加工成形性と共に表面特性に優れたフェライ
ト系ステンレス鋼を得しめ、又このような成分範囲規定
に加えて熱間圧延および巻取り条件を限定し、一層の特
性向上を適切に図ることに成功したものであって、以下
の如くである。
するように検討を重ね、Alの無添加あるいは厳しい制
限、Ti、Nb、Ｂ添加量の適正化という観点から成分範囲
を規定して加工成形性と共に表面特性に優れたフェライ
ト系ステンレス鋼を得しめ、又このような成分範囲規定
に加えて熱間圧延および巻取り条件を限定し、一層の特
性向上を適切に図ることに成功したものであって、以下
の如くである。
1.C :0.10wt％以下、Si:2.0wt％以下 Mn:1.0wt％以下、Cr:10.0〜20.0wt％、 N :0.04wt％以下、Al:0.002wt％以下、 Ti:0.03〜0.50wt％、Nb:0.03〜0.50wt％、 B :0.0005〜0.0100wt％、 O :0.005wt％以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下
記の式を満足するプレス成形加工性と表面特性に優れた
フェライト系ステンレス鋼。
記の式を満足するプレス成形加工性と表面特性に優れた
フェライト系ステンレス鋼。
５≦10000・Ｂ−（Ti＋Nb）／〔４・（Ｃ＋12/14・
Ｎ）〕≦25 2.C :0.10wt％以下、Si:2.0wt％以下 Mn:1.0wt％以下、Cr:10.0〜20.0wt％、 Ｎ :0.04wt％以下、Al:0.002wt％以下、 Ti:0.03〜0.50wt％、Nb:0.03〜0.50wt％、 B :0.0005〜0.0100wt％、 O :0.005wt％以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下
記の式を満足するフェライト系ステンレス鋼のスラブを
熱間圧延するに際し、900℃以下の圧下率を50％以上と
し、800℃以下の仕上り温度で圧延を終了し、コイル巻
取り温度を600℃以上としてコイリングした後、熱延コ
イルを箱型あるいは連続焼鈍するか、焼鈍を省略しその
後、冷間圧延と冷延板焼鈍を組み合わせて行うことを特
徴とするプレス成形加工性と表面特性に優れたフェライ
ト系ステンレス鋼の製造方法。
Ｎ）〕≦25 2.C :0.10wt％以下、Si:2.0wt％以下 Mn:1.0wt％以下、Cr:10.0〜20.0wt％、 Ｎ :0.04wt％以下、Al:0.002wt％以下、 Ti:0.03〜0.50wt％、Nb:0.03〜0.50wt％、 B :0.0005〜0.0100wt％、 O :0.005wt％以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下
記の式を満足するフェライト系ステンレス鋼のスラブを
熱間圧延するに際し、900℃以下の圧下率を50％以上と
し、800℃以下の仕上り温度で圧延を終了し、コイル巻
取り温度を600℃以上としてコイリングした後、熱延コ
イルを箱型あるいは連続焼鈍するか、焼鈍を省略しその
後、冷間圧延と冷延板焼鈍を組み合わせて行うことを特
徴とするプレス成形加工性と表面特性に優れたフェライ
ト系ステンレス鋼の製造方法。
５≦10000・Ｂ−（Ti＋Nb）／〔４・（Ｃ＋12/14・
Ｎ）〕≦25 （作用） 上記したような本発明における化学成分についてwt％
（以下単に％という）により説明すると以下の如くであ
る。
Ｎ）〕≦25 （作用） 上記したような本発明における化学成分についてwt％
（以下単に％という）により説明すると以下の如くであ
る。
Ｃ≦0.10％。
Ｃは、鋼板の機械的性質、特に強度特性を付与するた
め必要に応じて添加するが、多量に含有すると硬質とな
りプレス成形に支障を来すので上限を0.10％とすること
が必要である。
め必要に応じて添加するが、多量に含有すると硬質とな
りプレス成形に支障を来すので上限を0.10％とすること
が必要である。
Si≦2.0％。
Siは、脱酸元素として作用し、また耐高温酸化性を向
上させるが、多量の添加は硬質となるので2.0％を上限
とする。
上させるが、多量の添加は硬質となるので2.0％を上限
とする。
Mn≦1.0％。
Mnは、熱間加工性の改善のために添加するが、1.0％
を超えるとコストの増加をもたらすので、上限を1.0％
とした。
を超えるとコストの増加をもたらすので、上限を1.0％
とした。
Cr:10.0〜20.0％。
Crは、ステンレス鋼板の耐食性確保のため必須の元素
であって、10％未満ではその作用が不充分である。然し
20％を超えると加工性が劣化するので20％以下とするこ
とが必要である。
であって、10％未満ではその作用が不充分である。然し
20％を超えると加工性が劣化するので20％以下とするこ
とが必要である。
Ｎ≦0.04％。
Ｎは、オーステナイト形成元素であり、リジングの改
善のために有効に利用することができる。ただし、0.04
％を超えると加工性を損うことがあるので上限を0.04％
とした。一般に低Ｎ化は加工性の向上に有効であるが、
リジング性を劣化させる。加工性が優先する用途にはＮ
≦150ppmとすることが好ましい。耐リジング性が付加的
に要求される場合にはＮ≦0.04％の範囲でＮ量を制限す
る。
善のために有効に利用することができる。ただし、0.04
％を超えると加工性を損うことがあるので上限を0.04％
とした。一般に低Ｎ化は加工性の向上に有効であるが、
リジング性を劣化させる。加工性が優先する用途にはＮ
≦150ppmとすることが好ましい。耐リジング性が付加的
に要求される場合にはＮ≦0.04％の範囲でＮ量を制限す
る。
Al≦0.002％。
Alは、Al2O3の生成をもたらし、表面疵発生の原因と
なり、ステンレス鋼板の美麗な外観を損うこととなるの
で意図的な添加を避け、不可避的な混入をも0.002％を
上限とする。
なり、ステンレス鋼板の美麗な外観を損うこととなるの
で意図的な添加を避け、不可避的な混入をも0.002％を
上限とする。
0.03％≦Ti≦0.50％、0.03％≦Nb≦0.50％。
TiおよびNbは、共に炭窒化物形成元素であり、加工性
の改善に有効な作用をなす。本発明はTiとNbをともに複
合添加することが１つの特徴をなしている。即ち深絞り
性の改善には好ましい集合組織を形成させ、ｒ値を向上
させることが基本であるが、Nbは冷間圧延時における、
加工集合組織を、またTiは焼鈍時の再結晶集合組織を改
善することにそれぞれ特に有効に作用する。従ってそれ
ぞれを単独添加するよりも優れた効果が複合添加による
相乗作用によりもたらされる。これらのものは、0.03％
未満では効果が小さく、また0.50％を超えると作用が飽
和するため範囲を0.03％以上0.50％以下とした。
の改善に有効な作用をなす。本発明はTiとNbをともに複
合添加することが１つの特徴をなしている。即ち深絞り
性の改善には好ましい集合組織を形成させ、ｒ値を向上
させることが基本であるが、Nbは冷間圧延時における、
加工集合組織を、またTiは焼鈍時の再結晶集合組織を改
善することにそれぞれ特に有効に作用する。従ってそれ
ぞれを単独添加するよりも優れた効果が複合添加による
相乗作用によりもたらされる。これらのものは、0.03％
未満では効果が小さく、また0.50％を超えると作用が飽
和するため範囲を0.03％以上0.50％以下とした。
B:0.0005〜0.0100％。
Ｂは、ステンレス鋼板における耐縦割れ性の向上のた
めに添加する。0.0005％未満では作用が少なく、又0.01
00％を超える添加は効果が飽和するので、0.0005％以上
0.0100％以下を添加範囲とする。また、耐縦割れ性を向
上させるためには鋼中に固溶しているＢの確保が必要で
あるが、このために５≦10000・Ｂ−（Ti＋Nb）／〔４
・（Ｃ＋12/14・Ｎ）〕≦25、なる条件式を満足するよ
うにＢ添加量を規定する。
めに添加する。0.0005％未満では作用が少なく、又0.01
00％を超える添加は効果が飽和するので、0.0005％以上
0.0100％以下を添加範囲とする。また、耐縦割れ性を向
上させるためには鋼中に固溶しているＢの確保が必要で
あるが、このために５≦10000・Ｂ−（Ti＋Nb）／〔４
・（Ｃ＋12/14・Ｎ）〕≦25、なる条件式を満足するよ
うにＢ添加量を規定する。
Ｏ≦0.005％。
鋼中酸素量の増大はTiO2、Cr2O3の硬質介在物の量と
サイズを増加させ表面特性の劣化をもたらすので0.005
％以下とした。これによりｒ値（ランクフォード値）1.
4以上、エリクセン値（Er）10.1mm以上を確保してい
る。
サイズを増加させ表面特性の劣化をもたらすので0.005
％以下とした。これによりｒ値（ランクフォード値）1.
4以上、エリクセン値（Er）10.1mm以上を確保してい
る。
製造条件としては以下の如くである。
900℃以下の圧下率を50％以上とし、800℃以下の仕上
り温度で圧延を終了する。
り温度で圧延を終了する。
熱延条件の規定は、未再結晶域圧延を行い、ひずみ誘
起析出によるNb（CN）を鋼中に析出せしめ熱延板ならび
に熱延再結晶後の集合組織を形成せしめるために行う。
900℃を超える温度域では再結晶が主として起こるため9
00℃以下での圧延を実施する。また、50％未満の圧下率
では十分な析出が起こらないため圧下率を50％以上とし
た。更に、仕上り温度が800℃を超えると十分な再結晶
後集合組織形成が期待できないため800℃以下とした。
起析出によるNb（CN）を鋼中に析出せしめ熱延板ならび
に熱延再結晶後の集合組織を形成せしめるために行う。
900℃を超える温度域では再結晶が主として起こるため9
00℃以下での圧延を実施する。また、50％未満の圧下率
では十分な析出が起こらないため圧下率を50％以上とし
た。更に、仕上り温度が800℃を超えると十分な再結晶
後集合組織形成が期待できないため800℃以下とした。
コイル巻取り温度を600℃以上とする。
上記のような熱延後における巻き取り温度の規定は、
Ti及びNbの十分な析出を生じせしめるために行う。600
℃未満の巻取り条件ではコイル冷却中に起こる炭窒化物
の生成がほとんど期待できないため600℃以上とした。
Ti及びNbの十分な析出を生じせしめるために行う。600
℃未満の巻取り条件ではコイル冷却中に起こる炭窒化物
の生成がほとんど期待できないため600℃以上とした。
又、本発明によれば熱延板の焼鈍を特に規定すること
なく所要の特性を付与することができる。従って熱延板
焼鈍は箱型焼鈍によっても連続焼鈍によっても、若しく
は省略しても構わない。
なく所要の特性を付与することができる。従って熱延板
焼鈍は箱型焼鈍によっても連続焼鈍によっても、若しく
は省略しても構わない。
更にこのような本発明の作用について説明すると、上
述したような本発明における特徴的手段は、以下の如く
で、それらの結合に関するものである。
述したような本発明における特徴的手段は、以下の如く
で、それらの結合に関するものである。
Al無添加による表面性状の改善。
Ti、Nbの複合添加による加工性改善上における相乗
作用。
作用。
Ｂの適量添加による耐縦割れ性改善作用。
熱延条件の規定による加工性の改善。
のように、Alを無添加として表面特性が改善される
のは、鋼中のAl2O3の生成が抑制され硬質な介在物が減
少するためであって、添附図面に示す如くsol.Al量を0.
002％未満とすることにより表面疵グレードを大幅に良
好とすることができる。従来、Al無添加とするとTiO2が
生成し表面性状に悪影響を及ぼしたためその欠点を押し
てAlの添加がなされることがあったが、本発明者らは、
この問題の解決にあたりスラグ脱酸、脱ガス精練設備の
利用の検討を鋭意進め酸素含有量の低減を可能とした。
これによって、Al無添加とした場合の従来の問題を解決
し、かつAl添加により生ずる弊害をも無くした。
のは、鋼中のAl2O3の生成が抑制され硬質な介在物が減
少するためであって、添附図面に示す如くsol.Al量を0.
002％未満とすることにより表面疵グレードを大幅に良
好とすることができる。従来、Al無添加とするとTiO2が
生成し表面性状に悪影響を及ぼしたためその欠点を押し
てAlの添加がなされることがあったが、本発明者らは、
この問題の解決にあたりスラグ脱酸、脱ガス精練設備の
利用の検討を鋭意進め酸素含有量の低減を可能とした。
これによって、Al無添加とした場合の従来の問題を解決
し、かつAl添加により生ずる弊害をも無くした。
の、Ti、Nbの複合添加による加工性の改善は、先に
延べたように好ましい集合組織の形成を通じてなされ
る。好ましい集合組織とは｛111｝〈112〉ないしは｛55
4｝〈225〉の集積が強く、逆に｛100｝〈110〉が弱いこ
とである。TiとNbを複合添加すると、無添加の場合、あ
るいは単独に添加した場合に比べ、良好な集合組織が形
成される。その機構については現在必ずしも明確ではな
いが、鋼中の固溶Ｃ、Ｎ量を減少させることによるマ
トリックスの純化作用、析出物の存在による加工集合
組織ならびに再結晶集合組織の改善、の他に、TiNb
（CN）の複合析出物の存在による作用、が効果を有して
いるものと推定される。
延べたように好ましい集合組織の形成を通じてなされ
る。好ましい集合組織とは｛111｝〈112〉ないしは｛55
4｝〈225〉の集積が強く、逆に｛100｝〈110〉が弱いこ
とである。TiとNbを複合添加すると、無添加の場合、あ
るいは単独に添加した場合に比べ、良好な集合組織が形
成される。その機構については現在必ずしも明確ではな
いが、鋼中の固溶Ｃ、Ｎ量を減少させることによるマ
トリックスの純化作用、析出物の存在による加工集合
組織ならびに再結晶集合組織の改善、の他に、TiNb
（CN）の複合析出物の存在による作用、が効果を有して
いるものと推定される。
前記の、Ｂ適量添加による縦割れ性の改善は、固溶
Ｂの粒界偏析による粒界強化によりなされると考えられ
る。従って固溶Ｂを確保することが必要であり、そのた
めには２≦10000・Ｂ−（Ti＋Nb）／〔４・（Ｃ＋12/14
・Ｎ）〕≦25なる条件式が満たされる必要がある。
Ｂの粒界偏析による粒界強化によりなされると考えられ
る。従って固溶Ｂを確保することが必要であり、そのた
めには２≦10000・Ｂ−（Ti＋Nb）／〔４・（Ｃ＋12/14
・Ｎ）〕≦25なる条件式が満たされる必要がある。
前記については、熱延において未再結晶域圧延を実
施すること、ならびに比較的高温での巻取りを実施する
ことは、微細な析出物を熱延板中に生成されることに有
効に作用する。特に900℃以下の温度域で圧延を施す際
にひずみ誘起析出が生じ、加工性の改善に有効なTiNb
（CN）の複合析出物が鋼中に存在するようになると考え
られる。
施すること、ならびに比較的高温での巻取りを実施する
ことは、微細な析出物を熱延板中に生成されることに有
効に作用する。特に900℃以下の温度域で圧延を施す際
にひずみ誘起析出が生じ、加工性の改善に有効なTiNb
（CN）の複合析出物が鋼中に存在するようになると考え
られる。
なお、上記のようなフェライト系ステンレス鋼は、電
気炉、転炉あるいは熔融還元炉で溶製され、必要に応じ
脱ガス精練された後、連続鋳造法ないしは造塊−分塊法
によりスラブとされる。脱ガス炉外精練法としてはVOD
（Vacuum Oxygen Decarbonization）、VAD（Vacuum Arc
Degassing）が用いられる。この場合、加減圧精錬法を
用いると効果が一層大きい。その後、熱延し必要に応じ
て熱延板焼鈍した後、酸洗される。この際の焼鈍は箱型
焼鈍でも連続焼鈍でも、また省略してもかまわない。そ
の後、冷間圧延−焼鈍酸洗を１回ないし２回以上繰り返
し鋼板ないしは鋼帯を製造する。冷間圧延においてはレ
バースミルあるいはタンデムミルのいずれによっても、
又それらを組合せても必要特性を得ることに支障がな
い。更に、その際のワークロール径も太径であっても小
径であっても構わない。
気炉、転炉あるいは熔融還元炉で溶製され、必要に応じ
脱ガス精練された後、連続鋳造法ないしは造塊−分塊法
によりスラブとされる。脱ガス炉外精練法としてはVOD
（Vacuum Oxygen Decarbonization）、VAD（Vacuum Arc
Degassing）が用いられる。この場合、加減圧精錬法を
用いると効果が一層大きい。その後、熱延し必要に応じ
て熱延板焼鈍した後、酸洗される。この際の焼鈍は箱型
焼鈍でも連続焼鈍でも、また省略してもかまわない。そ
の後、冷間圧延−焼鈍酸洗を１回ないし２回以上繰り返
し鋼板ないしは鋼帯を製造する。冷間圧延においてはレ
バースミルあるいはタンデムミルのいずれによっても、
又それらを組合せても必要特性を得ることに支障がな
い。更に、その際のワークロール径も太径であっても小
径であっても構わない。
（実施例） 本発明によるものの具体的な実施例について説明する
と以下の如くである。
と以下の如くである。
本発明者等は次の第１表に示す成分を有するフェライ
ト系ステンレス鋼を溶製し熱間圧延を行い焼鈍と冷間圧
延を組合わせて0.8mm厚の鋼板を製造した。またその加
工性ならびに表面特性について種々検討した。その結果
を併せて第１表に示す。なおこれらは熱間圧延条件に特
別な規定を設けず製造した特性例である。
ト系ステンレス鋼を溶製し熱間圧延を行い焼鈍と冷間圧
延を組合わせて0.8mm厚の鋼板を製造した。またその加
工性ならびに表面特性について種々検討した。その結果
を併せて第１表に示す。なおこれらは熱間圧延条件に特
別な規定を設けず製造した特性例である。
即ち、前記第１表によるときは、本発明鋼はｒ値（ラ
ンクフォード値）がいずれも1.4以上で深絞り性に優れ
ることがわかる。また、張り出し性の評価に用いられる
エリクセン値（Er）もいずれも10.1mm以上であって、十
分な加工性を有することが明かである。しかもこれらの
本発明鋼においては二次成形時に問題となる縦割れは適
量のＢが添加されていることにより全く生じなかった。
表面特性もRzで評価される表面粗さが0.5μｍ以下と十
分低く良好である。加うるにAlが添加されていないこ
と、またＯ量の低減（０＜40ppm）により、硬質介在物
を起因とした表面疵の発生も皆無であった。
ンクフォード値）がいずれも1.4以上で深絞り性に優れ
ることがわかる。また、張り出し性の評価に用いられる
エリクセン値（Er）もいずれも10.1mm以上であって、十
分な加工性を有することが明かである。しかもこれらの
本発明鋼においては二次成形時に問題となる縦割れは適
量のＢが添加されていることにより全く生じなかった。
表面特性もRzで評価される表面粗さが0.5μｍ以下と十
分低く良好である。加うるにAlが添加されていないこ
と、またＯ量の低減（０＜40ppm）により、硬質介在物
を起因とした表面疵の発生も皆無であった。
一方、比較鋼Ｋ、ＬはTiのみが添加され、Ti、Nbの複
合添加がなされていないことからｒ値は1.1以下で加工
性が十分でない。比較鋼Ｍ、ＯはTi、Nbの適量複合添加
がなされており、加工性は確保されているもののAl添加
に起因した表面疵の発生が難点となっている。この問題
はAlを多量に含有している比較鋼Ｋ、Ｌにおいても顕著
に認められる。さらに比較鋼はいずれもＢが添加されて
いないかあるいはEBI値で代表される固溶Ｂ量が十分で
ないため縦割れが多発し問題点となっているし、エリク
セン値や表面粗さRzにおいても劣っている。
合添加がなされていないことからｒ値は1.1以下で加工
性が十分でない。比較鋼Ｍ、ＯはTi、Nbの適量複合添加
がなされており、加工性は確保されているもののAl添加
に起因した表面疵の発生が難点となっている。この問題
はAlを多量に含有している比較鋼Ｋ、Ｌにおいても顕著
に認められる。さらに比較鋼はいずれもＢが添加されて
いないかあるいはEBI値で代表される固溶Ｂ量が十分で
ないため縦割れが多発し問題点となっているし、エリク
セン値や表面粗さRzにおいても劣っている。
更に熱延条件を変えた場合の特性変化に関する代表例
を次の第２表に示した。即ちこの場合は前記した第１表
のＡ鋼を供試鋼とし、900℃以下の圧下率、仕上り温度
および巻取り温度を種々に変えて実施したものである。
を次の第２表に示した。即ちこの場合は前記した第１表
のＡ鋼を供試鋼とし、900℃以下の圧下率、仕上り温度
および巻取り温度を種々に変えて実施したものである。
エリクセン値で表される張り出し加工性は本発明鋼で
あるＡ鋼を用いているためいずれも10.5mm以上と優れ
る。更に本発明条件のA1〜A7の製造条件によれば、Er≧
11.5mmの特に優れた張り出し加工性が付与されているこ
とがわかる。又、深絞り性の指標となるｒ値も同様な傾
向を示し、A1〜A7においてはｒ≧1.8の特に優れた特性
を示す。
あるＡ鋼を用いているためいずれも10.5mm以上と優れ
る。更に本発明条件のA1〜A7の製造条件によれば、Er≧
11.5mmの特に優れた張り出し加工性が付与されているこ
とがわかる。又、深絞り性の指標となるｒ値も同様な傾
向を示し、A1〜A7においてはｒ≧1.8の特に優れた特性
を示す。
又、A16、17に示されるように熱延仕上げ条件が本発
明範囲内であってもコイル巻取り温度が600℃未満の場
合にはEr≧11.5mm、ｒ≧1.8で示される特に優れた特性
の付与が困難になる。
明範囲内であってもコイル巻取り温度が600℃未満の場
合にはEr≧11.5mm、ｒ≧1.8で示される特に優れた特性
の付与が困難になる。
即ち、ランクフォード値が1.8以上、エリクセン値11.
5mm以上のように優れた高加工性を有するステンレス鋼
が、900℃以下の圧下率50％以上、仕上り温度は800℃以
下、巻取り温度を600℃以上とすることにより的確に得
られることを確認した。
5mm以上のように優れた高加工性を有するステンレス鋼
が、900℃以下の圧下率50％以上、仕上り温度は800℃以
下、巻取り温度を600℃以上とすることにより的確に得
られることを確認した。
「発明の効果」 以上説明したような本発明によるときはAl含有量を低
減して表面性状を改善し、TiおよびNbの適量複合添加と
Ｂの適量添加によりプレス成形加工性と表面特性がとも
に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供し、又その
製造条件を特定してそれらの特性が一層卓越した上記ス
テンレス鋼板を的確に製造し得るものであって、工業的
にその効果の大きい発明である。
減して表面性状を改善し、TiおよびNbの適量複合添加と
Ｂの適量添加によりプレス成形加工性と表面特性がとも
に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供し、又その
製造条件を特定してそれらの特性が一層卓越した上記ス
テンレス鋼板を的確に製造し得るものであって、工業的
にその効果の大きい発明である。
第１図は本発明の技術的内容を示すものであって、フェ
ライト系ステンレス鋼におけるsol.Al量と表面疵グレー
ドとの関係を要約して示した図表であり、第２図は熱延
条件と加工性（エリクセン値）の関係を示したもので、
仕上がり温度を800℃以下、且つ900℃以下での圧下率を
50％以上とすることで11.5mm以上の優れたエリクセン値
が得られることが示されている。
ライト系ステンレス鋼におけるsol.Al量と表面疵グレー
ドとの関係を要約して示した図表であり、第２図は熱延
条件と加工性（エリクセン値）の関係を示したもので、
仕上がり温度を800℃以下、且つ900℃以下での圧下率を
50％以上とすることで11.5mm以上の優れたエリクセン値
が得られることが示されている。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平１−201445（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−13053（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−261460（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−25518（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】C:0.10wt％以下、Si:2.0wt％以下 Mn:1.0wt％以下、Cr:10.0〜20.0wt％、 N:0.04wt％以下、Al:0.002wt％以下、 Ti:0.03〜0.50wt％、Nb:0.03〜0.50wt％、 B:0.0005〜0.0100wt％、 O:0.005wt％以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下
記の式を満足するプレス成形加工性と表面特性に優れた
フェライト系ステンレス鋼。 ５≦10000・Ｂ−（Ti＋Nb）／〔４・（Ｃ＋12/14・
Ｎ）〕≦25 - 【請求項２】C:0.10wt％以下、Si:2.0wt％以下 Mn:1.0wt％以下、Cr:10.0〜20.0wt％、 N:0.04wt％以下、Al:0.002wt％以下、 Ti:0.03〜0.50wt％、Nb:0.03〜0.50wt％、 B:0.0005〜0.0100wt％、 O:0.005wt％以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下
記の式を満足するフェライト系ステンレス鋼のスラブを
熱間圧延するに際し、900℃以下の圧下率を50％以上と
し、800℃以下の仕上り温度で圧延を終了し、コイル巻
取り温度を600℃以上としてコイリングした後、熱延コ
イルを箱型、或いは連続焼鈍するか、焼鈍を省略しその
後、冷間圧延と冷延板焼鈍を組み合わせて行うことを特
徴とするプレス成形加工性と表面特性に優れたフェライ
ト系ステンレス鋼の製造方法。 ５≦10000・Ｂ−（Ti＋Nb）／〔４・（Ｃ＋12/14・
Ｎ）〕≦25
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2205158A JPH0826436B2 (ja) | 1990-08-03 | 1990-08-03 | プレス成形加工性と表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2205158A JPH0826436B2 (ja) | 1990-08-03 | 1990-08-03 | プレス成形加工性と表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0499151A JPH0499151A (ja) | 1992-03-31 |
| JPH0826436B2 true JPH0826436B2 (ja) | 1996-03-13 |
Family
ID=16502385
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2205158A Expired - Lifetime JPH0826436B2 (ja) | 1990-08-03 | 1990-08-03 | プレス成形加工性と表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0826436B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2933826B2 (ja) * | 1994-07-05 | 1999-08-16 | 川崎製鉄株式会社 | 深絞り成形性と耐二次加工脆性に優れるクロム鋼板およびその製造方法 |
| US6413332B1 (en) * | 1999-09-09 | 2002-07-02 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing ferritic Cr-containing steel sheet having excellent ductility, formability, and anti-ridging properties |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5913053A (ja) * | 1982-07-09 | 1984-01-23 | Nippon Steel Corp | 耐食性，加工性及び溶接特性のすぐれたステンレス鋼 |
| JPS61261460A (ja) * | 1985-05-11 | 1986-11-19 | Nippon Steel Corp | 深絞り加工後の張出し成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 |
| JPS6270526A (ja) * | 1985-09-21 | 1987-04-01 | Nippon Steel Corp | 加工性のすぐれたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JPH01201445A (ja) * | 1988-11-30 | 1989-08-14 | Nippon Steel Corp | 加工性及び耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
-
1990
- 1990-08-03 JP JP2205158A patent/JPH0826436B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0499151A (ja) | 1992-03-31 |
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