JPH08501352A

JPH08501352A - 優れたプレス成形性、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼ならびにその製造方法

Info

Publication number: JPH08501352A
Application number: JP7507478A
Authority: JP
Inventors: イールリョー，ドウ; ヘオンリー，ヨング; セオグパーク，ジャエ; チュルキム，ヒュン; ジュキム，エウング
Original assignee: ポハングアイアンアンドスチールカンパニー，リミテッド; リサーチインスティチュートオブインダストリアルサイエンスアンドテクノロジー
Priority date: 1993-08-25
Filing date: 1994-08-24
Publication date: 1996-02-13
Anticipated expiration: 2012-12-24
Also published as: KR950009223B1; US5571343A; TW314556B; CN1113661A; KR950006015A; WO1995006142A1; CN1040669C; JP2693274B2

Abstract

(57)【要約】オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法が開示されている。この場合、オーステナイト（γ）安定化元素としてのＣｕ、フェライト生成元素としての微量のＴｉ、および高温熱間加工性の向上のためのＢが添加され、したがって、最適Ｍｄ₃₀温度および最適δフェライト量を制御することができ、それにより、成形性、時期割れ抵抗、熱間加工性および高温酸化抵抗が向上され、かつ熱間圧延中の表面きずが低減され、またＮｉの量を減少させることにより製造経費が節減される。本発明オーステナイト系ステンレス鋼には、重量百分率で、Ｃ０．０７％未満、Ｓｉ１．０％未満、Ｍｎ２．０％未満、Ｃｒ１６〜１８％、Ｎｉ６．０〜８．０％、Ａｌ０．００５％未満、Ｐ０．０５％未満、Ｓ０．００５％未満、Ｔｉ０．０３％未満、Ｂ０．００３％未満、Ｃｕ３．０％未満、Ｍｏ０．３％未満、Ｎｂ０．１％未満、Ｎ０．０４５％未満、残部としてのＦｅ、およびその他の不可避不純物が含まれる。本発明によれば、プレス成形性、時期割れ抵抗、熱間加工性、高温酸化抵抗が向上する。

Description

【発明の詳細な説明】優れたプレス成形性、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼ならびにその製造方法発明の分野本発明は、優れたプレス成形性、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼ならびにその製造方法に関するものである。発明の背景一般に、１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ（ＳＴＳ）で表わされるオーステナイト鋼は、フェライト系ステンレス鋼と比較して、成形性、耐食性および溶接性の点で優れており、したがってオーステナイト系ステンレス鋼は、プレス成形の目的に広く用いられている。しかし、このオーステナイト系ステンレス鋼は多量の高価な元素Ｎｉを含んでおり、したがってその経費は極めて高い。それ故、Ｎｉ量を低減化した高成形性ステンレス鋼を製造する試みがなされている。この試みの一つが特公昭４３−８３４３号であり、その場合、Ｃ（炭素）０．１５％未満、Ｎｉ５．５〜８．０％、Ｃｒ１６〜１９％、Ｃｕ０．５〜３．５％、およびＮ（窒素）０．０４〜０．１％が、提案されたステンレス鋼に含まれている。しかし、上記ステンレス鋼の場合には成分範囲が余りにも広く、成形性およびその他の諸性質が大きな偏差を示す。さらに、ＣおよびＮの量が多過ぎ、したがって時期割れ抵抗は不十分である。特に、Ｃｕの添加により熱間加工性が悪化する。さらに、特開昭５２−１１９４１４号および特開昭５４−１２８９１９号に別の提案が開示されており、その場合にはＣｕが添加され、Ｎｉの代りにＭｎの量が２％だけ高められている。この場合、Ｍｎ量が多過ぎ、その結果、高温酸化抵抗が低下し、したがって、スラブの熱間圧延中の高温酸化により表面きずが発生するおそれがある。さらに、光輝焼鈍シートを製造する場合、光輝焼鈍中に青色が発生する可能性がある。特公昭５９−３３６６３号にはさらに別の試みが見られ、その場合には、Ｃｕを含むステンレス鋼が、Ｎｂ、ＴｉおよびＴａから成る群から選定された成分の１％未満を含むようにされ、したがって結晶粒が微細となり、その結果ステンレス鋼の成形性が向上する。しかしこの場合、Ｃ量が多過ぎ、したがって時期割れ抵抗が低減化される。特開昭５４−１３８１１号にはさらに別の試みが見られ、その場合には、極めて低いレベルのＣおよびＮを含む鋼にＮｂ０．００５〜１．０％が添加される。このように結晶粒が微細化されてオーステナイト相が強化され、伸長性が向上する。しかしこの場合には、極度に低いレベルのＣおよびＮの故に精製作業が生産性を低下させ、またオーステナイト当量が低く、δフェライト量が増大するという結果をもたらし、それにより熱間加工性が悪化する。特開昭１−９２３４２号および独国特許公告１３０２９７５号にはさらに別の試みが見られる。前者の場合にはＣｕを含む鋼が、ごく少量のＴｉおよびＢと、酸素５０ｐｐｍ未満と、Ｃａ０．００６％未満とを含むようにされている。こうして介在物の生成が抑制され、それにより成形性が向上する。独国特許の場合、ＣｕおよびＢを含む鋼は、０．１５％未満だけの、Ｎｂ、Ｖ、ＴｉおよびＺｒから成る群から選定された１または２元素を含むようにされる。こうして、耐食性、クリープ強度および成形性が向上する。しかし、これら２つの発明においてはＮｉ量が８％もの高さであり、高Ｎｉ量がこの鋼を不経済にしている。特公昭５５−８９５６８号にはさらに別の試みが開示されており、その場合には鋼が、Ｎｉ６〜９％、Ｃｒ１６〜１９％、Ｃｕ３％未満およびＡｌ０．５〜３．０％を含む、さらに、０．２〜１．０％だけの、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、ＺｒおよびＴａから成る群から選定された２元素を含み、それにより鋼の成形性を向上させている。しかしこの場合には、高Ａｌ量の故に介在物の酸化物材料の生成が極めて多くなり、線状のきず、スリーバなどの表面にきずが熱間圧延コイル上に発生するという結果をもたらす。発明の要約本発明者は、在来技術の欠点を克服するために研究および実験を行い、本発明を提案するに至った。したがって、本発明の目的は、高価なＮｉの代りに、オーステナイト（γ）安定化元素としてのＣｕ、フェライト形成元素としてのごく微量のＴｉおよび高温熱間加工性の向上のためのＢ（ほう素）が添加され、したがって最適Ｍｄ₃₀温度および最適δフェライト量を制御することができ、それにより、成形性、時期割れ抵抗、熱間加工性および高温酸化抵抗が向し、熱間圧延中の表面きずが低下し、またＮｉ量を低減化することにより製造経費が節減されるようにした、オーステナイト系ステンレス鋼ならびにその製造方法をもたらすことである。図面の簡単な説明本発明の上記目的およびその他の諸利点は、添付諸図面を引用して本発明の好適な実施例を詳細に説明することにより、一層明白となる。第１図は、変形温度の変動に対して断面積の減少を示すグラフである。第２図は、１２６０℃での加熱時間に対して（高温酸化による）重量ゲインの変動を示す。第３図は、Ｃｕ含有鋼におけるオーステナイト相安定化温度〔Ｍｄ₃₀、（℃）、０．３の真歪の作用の下で歪誘起マルテンサイト相（α′）の５０％が生成される温度〕の変動に対して限界絞り比（ＬＤＲ）を示すグラフである。第４図は、Ｃｕ含有鋼におけるオーステナイト相の安定化温度（Ｍｄ₃₀、℃）の変動に対してエリクセン値を示すグラフである。第５図は、Ｃｕ含有鋼におけるオーステナイト相の安定化温度（Ｍｄ₃₀、℃）の変動に対してコニカルカップ値（ＣＣＶ）の変動を示すグラフである。第６図は、焼鈍された冷間圧延板における粒径の変動に対して成形性の変動を示すグラフである。好適実施例の説明本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼には、重量百分率で、Ｃ（炭素）０．０７％未満、Ｓｉ１．０％未満、Ｍｎ２．０％未満、Ｃｒ１６〜１８％、Ｎｉ６．０〜８．０％、Ａｌ０．００５％未満、Ｐ０．０５％未満、Ｓ０．００５％未満、Ｔｉ０．０３％未満、Ｂ（ボロン）０．００３％未満Ｃｕ３．０％未満、Ｍｏ０．３％未満、Ｎｂ０．１％未満、Ｎ（窒素）０．０４５％未満、残部としてのＦｅ、およびその他の不可避不純物が含まれている。また本発明によれば、オーステナイト系ステンレス鋼を製造する方法が得られ、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、プレス成形性、時期割れ抵抗、熱間加工性および高温酸化抵抗の点で優れている。オーステナイト相に対する安定化温度〔Ｍｄ₃₀（℃）〕は、〔Ｍｄ₃₀（℃）＝５５１−４６２（Ｃ％＋Ｎ％）−９．２（Ｓｉ％）−８．１（Ｍｎ％）−２９（Ｎｉ％＋Ｃｕ％）−１３．８（Ｃｒ％）−１８．５（Ｍｏ％）−６８（Ｎｂ％− １．４２（ＡＳＴＭ粒子番号−８．０）〕により定義される。なるべくなら、この安定化温度〔Ｍｄ₃₀（℃）〕が−１０ないし＋１５℃に制限されること、および鋼のスラブまたはインゴット中のδフェライト量が９．０容積％に制限されることが望ましい。ここで、各成分および成分範囲の限界について説明する。成分Ｃ（炭素）は強力なオーステナイト相の安定化元素であり、スラブまたはインゴット（以下、スラブと称する）の鋳造中、Ｃがδフェライト相の量を低下させ、それにより熱間加工性を向上させる。さらに、Ｃによって、高価なＮｉの量が低減化される効果が得られ、また積層欠陥エネルギが増大し、それにより成形性が向上する。その量が多過ぎると、歪誘起マルテンサイト強度が深絞り工程中に増大し、残留応力が高くなり、時期割れ抵抗が低下するという結果をもたらす。さらに、焼鈍中、炭化物析出による耐食性の減少が懸念される。したがってＣの量は、望ましくは０．０７％未満に限定されるべきである。成分Ｓｉは高温酸化抵抗については有利であるが、その量が多過ぎると、δフェライト量が増大し、熱間加工性が低下するという結果をもたらす。さらにＳｉ介在物が増大し、したがって介在物誘起スリーバの生成が懸念される。したがってＳｉの量は、望ましくは１．０％未満に限定されるべきである。成分Ｍｎについては、その量が多過ぎると、高温酸化抵抗が劣化される。特に光輝焼鈍中、青色の形態の輝度欠陥が懸念される。したがってＭｎ量は、望ましくは２．０％未満であるべきである。成分Ｃｒの量が余りに低ければ、耐食性および高温酸化抵抗は減少する。その量が多過ぎると、δフェライトの量が増大し、熱間加工性および成形性が低下する。したがってＳＴＳ３０４のそれらと同等の耐食性および高温酸化抵抗を得るためには、Ｃｒ量が、望ましくは１６．０〜１８．０％に限定されるべきである。Ｎｉの量は、オーステナイト相の安定性、成形性、時期割れ抵抗および製造経費を考慮することによって調整される。その量が多過ぎると、Ｍｄ₃₀温度は余りに低くなり、したがって伸長性が低下するのみならず製造経費が増大する。その量が多過ぎると、歪誘起マルテンサイト相の生成が増大し、時期割れ抵抗が減少する、という結果をもたらす。したがってＮｉ量は、望ましくは６．０〜８．０％に限定されるべきである。成分Ａｌは、高温酸化抵抗を向上させるためのものである。その量が高まれば、Ａｌ酸化物による介在物はさらに増大し、それにより、表面きずが増大し、成形性が悪化する。したがってその量は、望ましくは０．００５％未満に限定されるべきである。成分Ｃｕは鋼を軟化させ、積層欠陥エネルギを増大させ、且つオーステナイト相の安定性を高める。したがってＣｕをＮｉの代りに使用でき、その量が３．０％超であれば成形性が低下し、スラブの鋳造中、粒界に低融点のＣｕが偏析し、したがって熱間圧延中のひび割れが懸念される。したがってその量は、望ましくは３．０％未満に限定されるべきである。Ｐ（燐）の量が多過ぎると、成形性および耐食性が悪化し、したがってその量は、望ましくは０．０５％未満に限定されるべきである。成分Ｓ（硫黄）は熱間圧延性を低下させ、特に凝固過程で、オーステナイト相の粒界に偏析し、したがって熱間圧延中にスリーバが生成される。したがってその量は、望ましくは０．００５％未満に限定されるべきである。成分Ｔｉは、スラブの加熱中の高温腐食を防止することにより、熱間圧延中の表面きずを防止する役割を果たす。さらにそれは、粒子を微細にすることにより、みかん肌の生成を抑制する。さらに、同一の安定化温度でフェライトを安定化させる微量のＴｉを鋼が含めば、プレス成形中、歪誘起マルテンサイト相の生成が、Ｔｉを含まない鋼に比べて増大する。その結果として、高歪領域の破断強度および加工硬化指数ｎが増大し、したがって成形性が向上する。Ｔｉ量が多過ぎるとＴｉ酸化物による表面きずが生起し、したがってＴｉ量は、望ましくは０．０３％に制限されるべきである。成分Ｂ（ボロン）によれば、熱間加工性を向上させるという効果が得られ、したがってそれは、熱間加工性中に生起される表面きずを防止するのに効果的である。しかし、その量が多過ぎると、それによりＢ（ボロン）化合物が生産され、したがって鋼の融点が可成り低下し、それにより熱間加工性を悪化させる。したがってＢ量は、望ましくは０．００３％未満に限定されるべきである。Ｎの量が多いと、δフェライトを減少させるのにそれが役立つが、それにより、鋼の降伏強度をＣの影響の２倍だけ高めるという影響がもたらされ、したがって成形性が悪化する。さらに、硬度および強度の上昇により時期割れ抵抗が低減され、したがってＮの量は、０．０４５％未満に限定されるべきである。成分ＭｏおよびＮｂは不可避の理由で含まれており、したがって、それらがより少なく含まれる方がよい。本発明においては、ＭｏおよびＮｂの量がそれぞれ、望ましくは０．３％および０．１％に制限されるべきである。ここで、冶金学の諸因子であるオーステナイト相の安定化温度（Ｍｄ₃₀）およびδフェライト量の決定についての理由を説明する。オーステナイト相の安定性を表示するＭｄ30（℃）が高ければ、歪誘起マルテンサイト相が、プレス成形中、極めて多量に生成される。したがって、成形性が向上されれば、Ｍｄ₃₀温度は最適レベルに制御されるべきである。Ｃｕを含む鋼に対するＭｄ₃₀温度が低過ぎると、成形性が低減する。その場合、高価なＮｉの量を高めなければならず、したがって製造経費が増大する。Ｍｄ₃₀ 温度が多過ぎると、成形性が悪化するのみならず、時期割れ抵抗も悪化し、プレス成形後に時期割れが生じるという結果をもたらす。したがって優れた成形性および時期割れ抵抗を得るには、Ｍｄ₃₀温度が、望ましくは−１０ないし＋１５（℃）に制限されるべきである。一方、δフェライト量がスラブ中で増大すると、熱間加工性が低下し、熱間圧延鋼板の製造中に表面きずが生じるという結果をもたらす。さらに、冷間圧延鋼板を製造する際、δフェライト量が多くなると降伏強度が増大し、したがって成形性が低下する。それ故、最適レベルへのδフェライト量の調整は重要である。本発明の場合、δフェライト量は、望ましくは９．０容積％未満に限定されるべきである。スラブ中のδフェライト量（容積％）は、〔｛（Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋１．５Ｓｉ％＋０．５Ｎｂ％＋１８）／（Ｎｉ％＋０．５２Ｃｕ％＋３０Ｃ％＋３０Ｎ％＋０．５Ｍｎ％＋３６０｝＋０．２６２〕×１６１−１６１によって表示される。本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、ＳＴＳ３０４鋼のそれと同じ方法で、すなわちスラブの熱間圧延、熱間圧延鋼板の焼鈍、酸洗い、冷間圧延、冷間圧延鋼板の焼鈍、酸洗いおよびスキン・パスを経て製造される。本発明のオーステナイト系ステンレス鋼を製造する際の好適な製造条件は次の如くである。熱間圧延中、鋼スラブの再加熱温度は、望ましくは１２５０℃超、さらに望ましくは１２５０〜１２７０℃であるべきである。その理由は次の如くである。すなわち、本発明の場合、高温酸化抵抗を助長するＣｒ量は、ＳＴＳ３０４鋼に比し１％だけ低い。したがって、再加熱温度がＳＴＳ３０４鋼のそれ（１２７０〜１２９０℃）と同じ高さであれば、高温酸化の増大により表面きずが生じる確立は極めて高く、したがって低温加熱（１２５０〜１２７０℃）が必要である。鋼スラブに低温加熱を施しても、Ｃｕの２％の添加により、高温では熱間圧延変形抵抗が低く、したがって、熱間圧延中の過剰な変形抵抗および圧延の負荷または圧延疲労により生起される粗いバンドきずは全く生じない。さらに、熱間圧延された板に対する焼鈍温度は、望ましくは１１００〜１１８０℃であるべきであり、一方、冷間圧延された板に対する焼鈍温度は、望ましくは１０００〜１１５０℃であるべきである。冷間圧延された板に対する焼鈍条件は、最終製品の粒径に密接に関連している。本発明の場合、冷間圧延された板に対する焼鈍条件は、次の態様で制御される。すなわち、粒径は、望ましくはＡＳＴＭＮｏ．６．５〜１０．０と、さらに望ましくはΛＳＴＭＮｏ．８．０〜９．０と同じであるべきである。冷間圧延された板の焼鈍後の粒径がＡＳＴＭＮｏ．８．０〜９．０と同じ場合に、最も良好な成形性が得られる。粒径がそれよりも粗くなれば、プレス成形中、表面にみかん肌きずが生ずる可能性があり、粒径がそれよりも微細であれば成形性が低下する。ここで本発明を、実例に基づいて説明する。＜例１＞容量５０kgの真空誘導溶解炉内で表１の組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼が溶解され、次いで２５ｋｇのインゴットが形成された。在来鋼Ｃ，Ｄの場合、それらは２時間、１２９０℃に加熱されて熱間圧延され、それにより熱間圧延された２．５ｍｍの板が製造された。本発明鋼１，２ならびに比較鋼Ａ，Ｂの場合、それらは２時間，１２７０℃に加熱されて熱間圧延され、それにより熱間圧延された２．５ｍｍの板が製造された。そこでそれらの全てが１１００℃の温度で焼鈍され、次いで、熱間圧延された板が酸洗いされた。次いでそれらが冷間圧延され、それにより冷間圧延された０．７ｍｍの板が製造された。次いでそれらは、粒径をＡＳＴＭＮｏ．７〜８の範囲内に入らせるよう、１１１０℃の温度で焼鈍された。次いで酸洗いおよびスキン・パスが行われ、それにより、冷間圧延された、焼鈍された板が製造された。次いで成形性試験および引張強度試験が行われ、その結果が下記の表２に示されている。一方、表１の鋼の中で、本発明鋼１および比較鋼Λのインゴットは２時間，１２７０℃に加熱され、在来鋼Ｃのインゴットは２時間，１２９０℃に加熱された。次いでそれらは１５ｍｍの板に熱間圧延され、そこでそれらは直径１０ｍｍのグリーブル試験片に加工される。次いでそれらは、グリーブル試験用計測器を用いることにより、熱間加工性について評価されるが、試験結果は下記の表１に示されている。グリーブル試験計測器を用いることによる熱間加工性試験中、温度は１０℃／秒で高温試験レベルにまで高められ、そこでその温度が１０秒間維持された。次いで高温引張強度試験が変形速度３０ｍｍ／秒で行われた。次いで、断面積減少率を計算するため、破断した試験片の断面積が測定された。上記の表２に示す如く、Ｔｉ，Ｂが添加されている本発明鋼１，２は、Ｔｉ，Ｂが添加されていない比較鋼Ａ，Ｂならびに在来鋼Ｃ，Ｄに比し、限界絞り比（ＬＤＲ）、伸長性（エリクセン）および複合成形性（ＣＣＶ）の点で優れていた。本発明鋼は、時期割れ抵抗において、比較鋼Ａ，Ｂならびに在来鋼Ｃ，Ｄのそれらと同一のレベルよりも高い値を示した。ごく微量のＴｉ，Ｂが成形性を向上させる理由は、フェライト安定化元素であるＴｉが添加されれば、同じＭｄ₃₀で、添加されない鋼に比し、歪誘起マルテンサイトの生成が増大して破断強度および加工硬化指数ｎが増大し、それにより成形性が向上する結果がもたらされるということである。さらに本発明鋼１，２は、高い引張強度および低い降伏比（降伏強度／引張強度）を示した。特に、高い変形領域である４０〜３０％伸び領域においては、加工硬化指数ｎの値が高く、したがってプレス成形中に破断は発生せず、成形性が向上するという結果がもたらされた。さらに、Ｃｕを含む本発明鋼１，２ならびに比較鋼Ａ，Ｂは、在来鋼Ｃ，Ｄに比し降伏強度が低かった。その上、２０〜１０％の伸び範囲の、低い変形領域では加工硬化指数ｎが低いので、プレス成形の初期段階でそれらは容易にプレス成形できるが、後の段階にあっては、４０〜３０％の伸び範囲の、高い変形領域で加工硬化指数ｎが高くなるので、成形性を向上させるため、局部的なネッキングを防止することもできる。一方、第１図に示す如く、本発明鋼１は、比較鋼Ａに比し熱間加工性の点ではるかに優秀であり、在来鋼Ｄのそれに比しては、熱間加工性の点で同じである。Ｔｉ，Ｂの添加が、本発明鋼１の場合における如く熱間加工性を向上させる理由は、次の通りである。すなわち、低融点元素であるＣｕが添加されると、１２９０℃の温度にインゴットを加熱する場合における如く、高温加熱中に粒界結合強度が低下する。しかし、微量のＴｉが添加されると、粒界酸化が防止されるだけでなく、高温で粒子が微細になる。さらにＴｉは、溶湯中でＮ（窒素）と結合し、熱間加工性を低下させるＮの量が低下する。ＢがＴｉと一緒に添加されると、粒界のキャビテーションを抑制し、また粒界の結合離脱を遅延させるよう、Ｂが粒界上に偏析する。さらに、固溶体状態にあっては、Ｂと空孔との間の相互作用により、熱間加工性が向上する。＜例２＞２５ｋｇのインゴットを製造するために容量５０ｋｇの真空誘導溶解炉内で、下記の表３の組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼が溶解された。次いでこのインゴットは２時間，１２７０℃に加熱され、そして、熱間圧延された２．５ｍｍの板を製造するために熱間圧延が行われた。次いでそれが温度１１００℃ で焼鈍され、そして酸洗浄が行われた。次いで、熱重量分析（ＴＧＡ）を行うため、ＴＧＡ用試験片が用意されたが、その結果は第２図に示されている。ＴＧＡを行う際、試験雰囲気は、ガス（コークス炉ガス十高炉ガス）（Ｃ．Ｏ．Ｇ．＋Ｂ．Ｆ．Ｇ．）の混合物であり、過剰酸素容積比は３％、酸化試験温度は１２６０℃であった。第２図に示す如く、本発明鋼３は、比較鋼Ｅに比し、高温酸化抵抗の点で優れていた。その理由は、酸化抵抗を高めるためにスケール中にＴｉが集中しているということではなく、粒界上に存在する酸素が母材中へ移動することを防止されているということである。＜例３＞インゴットを製造するために容量３０ｋｇの真空誘導炉で、下記の表４の組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼が溶解された。次いでそれらは２時間，１２６０℃に加熱され、そしてそれらは２．５ｍｍに熱間圧延された。そこで、熱間圧延された、焼鈍を施された板を用意するため、１１１０℃で焼鈍が行われた。次いでそれらは酸洗いされ、そこで厚さ０．５ｍｍに冷間圧延された。そして１１１０℃の温度で焼鈍が行われ、それにより、冷間圧延された、焼鈍された鋼板が製造された。次いでそれらは酸洗いされ、そしてスキン・パスが行われた。次いでそれらは成形性試験を受けたが、その結果は第３図〜第５図に示されている。すなわち第３図は、オーステナイト相についての安定化温度〔Ｍｄ₃₀（℃）〕の変動に対する限界絞り比（ＬＤＲ）の変動を示す。第４図はエリクセン値の変動を示し、第５図はコニカル・カップ値の変動を示す。第３図に示す如く、Ｍｄ₃₀が高められると限界絞り比が増大し、次いで最大値がＭｄ₃₀＝＋１５℃に達し、そしてこの値が低下する。さらに、第４図に示す如く、温度Ｍｄ₃₀が上昇すると、伸長能力を示すエリクセン値が増大する。温度Ｍｄ₃₀が０℃となる点ではエリクセン値が最大レベルを示し、その後、エリクセン値は徐々に下降する。さらに、第５図に示す如く、温度Ｍｄ₃₀が上昇すると、複合成形性を表示するコニカル・カップ値（ＣＣＶ）は、温度Ｍｄ₃₀が０℃になる点で最小レベルを示し、したがって、複合成形性がこの点において最も優れていることを示す。その後、コニカル・カップ値が増大し、それにより、複合成形性が悪化していることが示される。各結果に基づき、Ｃｕが添加された鋼においては、−１０ないし＋１５℃の温度Ｍｄ₃₀の範囲内で、（深絞り成形性、伸長性および複合成形性のような）最も優れた成形性および時期割れ抵抗が得られることが見いだされている。＜例４＞表５の組成を有するオーステナイト系鋼が、インゴットを製造するため、容量３０ｋｇの真空誘導炉内で溶解された。本発明鋼７の場合、加熱は２時間，１２６０℃の温度で行われ、比較鋼Ｉの場合、加熱は２時間，１２９０℃の温度で行われた。次いで、それらの双方について、２．５ｍｍに熱間圧延が行われ、さらに１１１０℃で焼鈍が行われた。またさらに酸洗いが行われ、次いで冷間圧延された０．７ｍｍ板への冷間圧延が行われた。さらにまた、焼鈍時間の変動に応じて焼鈍が行われた。次いで、粒径の変動に対するＬＤＲおよびエリクセン値が試験されたが、その結果は第６図に示されている。第６図に示す如く、本発明鋼７は、在来鋼Ｉに比して優れた成形性を示し、成形性は、ＡＳＴＭ８〜９の範囲内で最も優れていた。在来鋼Ｉ（ＳＴＳ３０４）の場合には、粒径が大きくなると成形性がわずかに向上した。しかし、粒径がＡＳＴＭＮｏ．７より以下に粗大にされると、プレス成形された製品に表面上にみかん肌きずが発生した。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者リョー，ドウイール大韓民国 790―330 キョングサングブック ― ド，ポハングシティ，ヒョジャ ― ドング，サン 32，リサーチインスチチュートオブインダストリアルサイエンスアンドテクノロジー気付 (72)発明者リー，ヨングヘオン大韓民国 790―330 キョングサングブック ― ド，ポハングシティ，ヒョジャ ― ドング，サン 32，リサーチインスチチュートオブインダストリアルサイエンスアンドテクノロジー気付 (72)発明者パーク，ジャエセオグ大韓民国 790―330 キョングサングブック ― ド，ポハングシティ，ヒョジャ ― ドング，サン 32，リサーチインスチチュートオブインダストリアルサイエンスアンドテクノロジー気付 (72)発明者キム，ヒュンチュル大韓民国 790―360 キョングサングブック ― ド，ポハングシティ，ドングチョン ― ドング５ポハングアイアンアンドスチールカンパニー，リミテッド気付 (72)発明者キム，エウングジュ大韓民国 790―360 キョングサングブック ― ド，ポハングシティ，ドングチョン ― ドング５ポハングアイアンアンドスチールカンパニー，リミテッド気付

Claims

【特許請求の範囲】１．優れたプレス成形性、時期割れ抵抗、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼にして、重量百分率で、Ｃ０．０７％未満、Ｓｉ１．０％未満、Ｍｎ２．０％未満、Ｃｒ１６〜１８％、Ｎｉ６．０〜８．０％、Ａｌ０．００５％未満、Ｐ０．０５％未満、Ｓ０．００５％未満、Ｔｉ０．０３％未満、Ｂ０．００３％未満、Ｃｕ３．０％未満、Ｍｏ０．３％未満、Ｎｂ０．１％未満、Ｎ０．０４５％未満、残部としてのＦｅ、およびその他の不可避不純物を含むオーステナイト系ステンレス鋼。２．請求の範囲第１項に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼において、オーステナイト相安定化温度〔Ｍｄ₃₀（℃）〕が−１０ないし＋１５℃の範囲内にあり、かつδフェライト量が９．０容積％未満であり、その場合、前記安定化温度が「Ｍｄ₃₀（℃）＝５５１−４６２（Ｃ％＋Ｎ％）−９．２（Ｓｉ％）−８．１（Ｍｎ％）−２９（Ｎｉ％＋Ｃｕ％）−１３．８（Ｃｒ％）−１８．５（Ｍｏ％）−６８（Ｎｂ％）−１．４２（ＡＳＴＭ粒子番号−８．０）〕によって定義されるオーステナイト系ステンレス鋼。３．請求の範囲第１項および第２項のいずれか１項に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼において、粒径がＡＳＴＭＮｏ．６．５〜１０．０の範囲内にあるオーステナイト系ステンレス鋼。４．請求の範囲第１項および第２項のいずれか１項に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼において、粒径がＡＳＴＭＮｏ．８．０〜９．０の範囲内にあるオーステナイト系ステンレス鋼。５．優れたプレス成形性、時期割れ抵抗、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼を製造する方法にして、重量百分率で、Ｃ０．０７％未満、Ｓｉ１．０％未満、Ｍｎ２．０％未満、Ｃｒ１６〜１８％、Ｎｉ６．０〜８．０％、Ａｌ０．００５％未満、Ｐ０．０５％未満、Ｓ０．００５％未満、Ｔｉ０．０３％未満、Ｂ０．００３％未満、Ｃｕ３．０％未満、Ｍｏ０．３％未満、Ｎｂ０．１％未満、Ｎ０．０４５％未満、残部としてのＦｅ、およびその他の不可避不純物から成る鋼スラブを用意する段階、熱間圧延を行うため、前記鋼スラブを１２５０〜１２７０℃に加熱する段階、温度１１００〜１１８０℃で焼鈍を行う段階、酸洗浄を行う段階、冷間圧延を行う段階、冷間圧延された板の粒径をＡＳＴＭＮｏ．６．５〜１０．０の範囲内に入らせるため、焼鈍を行う段階、および酸洗いを行い、かつスキン・パスを行う段階を含む方法。６．請求の範囲第５項に記載された方法において、オーステナイト相安定化温度〔Ｍｄ₃₀（℃）〕が−１０〜＋１５℃の範囲内にあり、 δフェライトが９．０容積％であり、その場合、前記安定化温度が「Ｍｄ₃₀（℃）＝５５１−４６２（Ｃ％＋Ｎ％） −９．２Ｓｉ％−８．１Ｍｎ％−２９（Ｎｉ％＋Ｃｕ％）−１３．８Ｃｒ％− １８．５Ｍｏ％−６８Ｎｂ％−１．４２（ＡＳＴＭ粒径番号−８．０）」によって定義される方法。７．請求の範囲第５項および第６項のいずれか１項に記載された方法において、前記の冷間圧延された板の粒径がＡＳＴＭＮｏ．８．０〜９．０の範囲内に入るべき方法で、冷間圧延された板の焼鈍が行われる方法。