JPS5924183B2 - 伸びフランジ性のすぐれた耐熱フエライト系ステンレス鋼とその製造法 - Google Patents
伸びフランジ性のすぐれた耐熱フエライト系ステンレス鋼とその製造法Info
- Publication number
- JPS5924183B2 JPS5924183B2 JP2047278A JP2047278A JPS5924183B2 JP S5924183 B2 JPS5924183 B2 JP S5924183B2 JP 2047278 A JP2047278 A JP 2047278A JP 2047278 A JP2047278 A JP 2047278A JP S5924183 B2 JPS5924183 B2 JP S5924183B2
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- JP
- Japan
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- annealing
- stretch flangeability
- stainless steel
- steel
- ferritic stainless
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、プレス成形性のすぐれた耐熱フェライト系
ステンレス鋼、特に自動車排気ガス浄化装置や各種燃焼
装置のように高温度における耐酸化性、耐食性とともζ
こ、すぐれたプレス成形性、就中、伸びフランジ性を要
求される部品に適するステンレス鋼に関する。
ステンレス鋼、特に自動車排気ガス浄化装置や各種燃焼
装置のように高温度における耐酸化性、耐食性とともζ
こ、すぐれたプレス成形性、就中、伸びフランジ性を要
求される部品に適するステンレス鋼に関する。
ＪＩＳ？こ規定されるＳＵＳ４３０はフェライト系ス
テンレス鋼の内でも最も広く使用されるが、８５００Ｃ
〜１０００℃のような高温度では耐酸化性が十分でなく
、また８０００Ｃ〜８５０℃の温度でも加熱一冷却の繰
返しを受ける場合にはスケールの剥離が多く、自動車排
気ガス浄化装置のようＣこ目詰まりが問題となる用途に
は不適当である。
テンレス鋼の内でも最も広く使用されるが、８５００Ｃ
〜１０００℃のような高温度では耐酸化性が十分でなく
、また８０００Ｃ〜８５０℃の温度でも加熱一冷却の繰
返しを受ける場合にはスケールの剥離が多く、自動車排
気ガス浄化装置のようＣこ目詰まりが問題となる用途に
は不適当である。
また、プレス成形性が劣るので、複雑な形状の部品を製
造するのは困難である。 また、ＳＵＳ３０４のような
オーステナイト系ステンレス鋼は、耐熱性、プレス成形
性は良好であるが、高価であるだけでなく熱膨張が大き
いために普通鋼、低合金鋼と組合せて使用すると熱膨張
の差によって装置の変形、破壊を生じる危険性がある。
造するのは困難である。 また、ＳＵＳ３０４のような
オーステナイト系ステンレス鋼は、耐熱性、プレス成形
性は良好であるが、高価であるだけでなく熱膨張が大き
いために普通鋼、低合金鋼と組合せて使用すると熱膨張
の差によって装置の変形、破壊を生じる危険性がある。
以上のような理由により、本発明者等は先に適量のＺ
ｒを添加した耐熱フェライト系ステンレス鋼を開発した
（特開昭５０〜１４６５１２号）。
ｒを添加した耐熱フェライト系ステンレス鋼を開発した
（特開昭５０〜１４６５１２号）。
このＺｒ添加フェライト系ステンレス鋼は、耐酸化性だ
けでなく、溶接性も改善され、冷間加工性もある程度向
上するのであるが、上記発明においては冷間加工性を引
張試験の全伸ひだけで評価しているに過ぎず、またその
値もプレス成形用として必ずしも十分なものではない。
ところで、特に自動車排気ガス浄化装置のように複雑な
形状を有し、かつプレス成形によって製造される部品で
は、極めて高度のプレス成形性が要求され、先に提案し
たＺｒ添加鋼では必ずしも十分な性能を発揮し得ない。
けでなく、溶接性も改善され、冷間加工性もある程度向
上するのであるが、上記発明においては冷間加工性を引
張試験の全伸ひだけで評価しているに過ぎず、またその
値もプレス成形用として必ずしも十分なものではない。
ところで、特に自動車排気ガス浄化装置のように複雑な
形状を有し、かつプレス成形によって製造される部品で
は、極めて高度のプレス成形性が要求され、先に提案し
たＺｒ添加鋼では必ずしも十分な性能を発揮し得ない。
プレス成形性は成形様式によって、深絞り性、張出し性
、伸びフランジ性などに分類され、またこれらの性質は
引張試験によって測定される種々の諸性質と相関がある
ことが知られている。また、プレス成形によって表面に
肌荒れが生じない、いわゆる耐肌荒れ性も具備すべき条
件である。ところで、自動車排気ガス浄化装置等ではガ
スの通路を作るために、ルーバ一加工とよばれる伸びフ
ランジ成形が重要な成形要素となっている。このため、
各種の成形性がある程度のレベルにあると同時に、特に
伸びフランジ性にすぐれた材料は利用価値が高い。本発
明者は、この点に着目して研究を進めてきた結果、Ｚｒ
％、Ｃ％＋Ｎ％の成分バランスを適切に調整することに
よって、特に伸びフランジ性を向上させることに成功し
た。
、伸びフランジ性などに分類され、またこれらの性質は
引張試験によって測定される種々の諸性質と相関がある
ことが知られている。また、プレス成形によって表面に
肌荒れが生じない、いわゆる耐肌荒れ性も具備すべき条
件である。ところで、自動車排気ガス浄化装置等ではガ
スの通路を作るために、ルーバ一加工とよばれる伸びフ
ランジ成形が重要な成形要素となっている。このため、
各種の成形性がある程度のレベルにあると同時に、特に
伸びフランジ性にすぐれた材料は利用価値が高い。本発
明者は、この点に着目して研究を進めてきた結果、Ｚｒ
％、Ｃ％＋Ｎ％の成分バランスを適切に調整することに
よって、特に伸びフランジ性を向上させることに成功し
た。
本発明鋼はＣｒｌｌ．Ｏ〜２０．０％、Ｓｉｌ．Ｏ％未
満、Ｍｎｌ．５％以下で、力りＺｒとＣ十Ｎの含有量の
バランスを後に述べるように調整することを特徴とする
。
満、Ｍｎｌ．５％以下で、力りＺｒとＣ十Ｎの含有量の
バランスを後に述べるように調整することを特徴とする
。
本発明鋼において、成分含有量を上記のように定めた理
由は次の通りである。Ｃｒは基本的な耐酸化性、耐食性
を確保するために１１係以上が必要である。しかし、２
０係をこえるとプレス成形性が劣化する。Ｓｉは製鋼時
の脱酸剤として含有させることは有効であるが、１．０
％以上ではプレス成形性が劣化する。
由は次の通りである。Ｃｒは基本的な耐酸化性、耐食性
を確保するために１１係以上が必要である。しかし、２
０係をこえるとプレス成形性が劣化する。Ｓｉは製鋼時
の脱酸剤として含有させることは有効であるが、１．０
％以上ではプレス成形性が劣化する。
ＭｎはＳｉの脱酸作用を促進し、かつＳｉとの組合せで
非金属介在物の形態を変える。
非金属介在物の形態を変える。
しかし、１５係以上になると鋼の硬化が著しくなり、冷
間加工が困難となる。次に、本発明の特徴であるＺｒ％
とＣ％＋Ｎ％のバランスについて述べる。
間加工が困難となる。次に、本発明の特徴であるＺｒ％
とＣ％＋Ｎ％のバランスについて述べる。
本発明者の研究の結果によれば、伸びフランジ性を向上
させるにはＣ％＋Ｎ’％を０．０２％未満で、かつＺｒ
％＝４（Ｃ％十Ｎ係）〜〔４（Ｃ係十Ｎ％）＋０．２０
係）の範囲内に調整する必要がある。（Ｃ％十Ｎ％）が
０．０２％未満ではＺｒの炭窒化物が少ないため結晶粒
が粗大化して肌荒れが生じやすくなり、また集合組織に
も影響を与えるため深絞り性、張出し性がやや劣化する
が、伸びフランジ性はかなり向上する。ただし、深絞り
性、張出し性等が劣化すると言っても、ＳＵＳ４３Ｏ等
に比して劣るものではなく、特に高度の成形性を要求し
なければ実用上差支えない場合が多い。
させるにはＣ％＋Ｎ’％を０．０２％未満で、かつＺｒ
％＝４（Ｃ％十Ｎ係）〜〔４（Ｃ係十Ｎ％）＋０．２０
係）の範囲内に調整する必要がある。（Ｃ％十Ｎ％）が
０．０２％未満ではＺｒの炭窒化物が少ないため結晶粒
が粗大化して肌荒れが生じやすくなり、また集合組織に
も影響を与えるため深絞り性、張出し性がやや劣化する
が、伸びフランジ性はかなり向上する。ただし、深絞り
性、張出し性等が劣化すると言っても、ＳＵＳ４３Ｏ等
に比して劣るものではなく、特に高度の成形性を要求し
なければ実用上差支えない場合が多い。
Ｚｒ％が上記の量より多ければ、Ｚｒの炭窒化物の他に
ＺｒとＣｒ．Ｆｅとの金属間化合物が生じて延性を阻害
し、伸びフランジ性を劣化させる。
ＺｒとＣｒ．Ｆｅとの金属間化合物が生じて延性を阻害
し、伸びフランジ性を劣化させる。
また、Ｚｒ％が少なすぎれば、Ｚｒの炭窒化物の他にＣ
ｒの炭窒化物が生じ、これが延性を低下させる作用が大
きいために伸びフランジ性が劣化する。したがって、Ｚ
ｒ％およびＣ ％ 十Ｎ ％は上記の範囲が適当である
。
ｒの炭窒化物が生じ、これが延性を低下させる作用が大
きいために伸びフランジ性が劣化する。したがって、Ｚ
ｒ％およびＣ ％ 十Ｎ ％は上記の範囲が適当である
。
なお、Ｃ ％ 十Ｎ ％を０．０２％未満にするにはＣ
％、Ｎ％とも極めて低いレベル（例えば０．０１％以下
）にする必要があるが、これは真空溶解法、アルゴン一
酸素脱炭法（ＡＯＤ法）等により工業的に可能である。
次に、以上述べた成分を有する鋼の製造方法について述
べる。
％、Ｎ％とも極めて低いレベル（例えば０．０１％以下
）にする必要があるが、これは真空溶解法、アルゴン一
酸素脱炭法（ＡＯＤ法）等により工業的に可能である。
次に、以上述べた成分を有する鋼の製造方法について述
べる。
溶解から熱間圧延までは、特に成形性に影響をおよぼす
要因はないので、通常の方法によって十分である。プレ
ス成形性に対して最も大きな影響のあるのは焼鈍工程で
ある。
要因はないので、通常の方法によって十分である。プレ
ス成形性に対して最も大きな影響のあるのは焼鈍工程で
ある。
焼鈍には熱間圧延後、冷間圧延前に行なう焼鈍と冷間圧
延後の焼鈍がある。まず熱間圧延後の焼鈍について述べ
る。この焼鈍工程は本発明鋼のように高成形性を目的と
する場合には必要不可欠のものである。実際の製造工程
において、熱延板がコイル状態となつ いる場合とシー
ト状態になっている場合とで異なる。コイル状態の場合
には焼鈍方法は２種類ある。一つはコイルのままバッチ
焼鈍により７７０。Ｃ〜１０００℃の温度範囲に数時間
以上保持する方法である。もう一つはコイルをほどきつ
つ連続焼鈍炉を通しながら、７７０ルＣ〜１０００℃の
温度範囲で焼鈍する方法である。この場合は、材料は焼
鈍炉ではいわばシート状になっているため材料の温度上
昇は速やかである。したがって加熱時間はバッチ焼鈍法
に比して格段に短かくてよい。シート状態の場合はバッ
チ炉中で７７０℃〜１０００゜Ｃに保持して焼鈍するが
、保持時間は上記連続炉方式と同様短かくてよい。温度
範囲を上記のように限定した理由は次の通りである。
延後の焼鈍がある。まず熱間圧延後の焼鈍について述べ
る。この焼鈍工程は本発明鋼のように高成形性を目的と
する場合には必要不可欠のものである。実際の製造工程
において、熱延板がコイル状態となつ いる場合とシー
ト状態になっている場合とで異なる。コイル状態の場合
には焼鈍方法は２種類ある。一つはコイルのままバッチ
焼鈍により７７０。Ｃ〜１０００℃の温度範囲に数時間
以上保持する方法である。もう一つはコイルをほどきつ
つ連続焼鈍炉を通しながら、７７０ルＣ〜１０００℃の
温度範囲で焼鈍する方法である。この場合は、材料は焼
鈍炉ではいわばシート状になっているため材料の温度上
昇は速やかである。したがって加熱時間はバッチ焼鈍法
に比して格段に短かくてよい。シート状態の場合はバッ
チ炉中で７７０℃〜１０００゜Ｃに保持して焼鈍するが
、保持時間は上記連続炉方式と同様短かくてよい。温度
範囲を上記のように限定した理由は次の通りである。
通常のフエライト系ステンレス鋼では、焼鈍温度が８３
０℃より高温になるとオーステナイトの析出により冷却
時にマルテンサイトが析出し、冷間圧延が困難となり、
またオーステナイトの析出しない鋼でも結晶粒が粗大化
し、冷開成形性を劣化あせる。しかるに本発明鋼のＺｒ
含有フエライト系ステンレス鋼では高温においてもフエ
ライト相であり、かつ結晶粒の粗大化が起りにくいので
、かえって高温焼鈍により成形性のすぐれた鋼が得られ
る特徴を有する。しかし１０００゜Ｃを越えると、Ｚｒ
の炭窒化物の分解、凝集が起り結晶粒が粗大化するので
好ましくない。また７７０℃より低温では熱延時のＺｒ
の炭窒化物の分散形態が十分改善されないため、冷間圧
延後の焼鈍で再結晶を阻害し成形性が劣化する。次に冷
間圧延後の焼鈍について述べる。
０℃より高温になるとオーステナイトの析出により冷却
時にマルテンサイトが析出し、冷間圧延が困難となり、
またオーステナイトの析出しない鋼でも結晶粒が粗大化
し、冷開成形性を劣化あせる。しかるに本発明鋼のＺｒ
含有フエライト系ステンレス鋼では高温においてもフエ
ライト相であり、かつ結晶粒の粗大化が起りにくいので
、かえって高温焼鈍により成形性のすぐれた鋼が得られ
る特徴を有する。しかし１０００゜Ｃを越えると、Ｚｒ
の炭窒化物の分解、凝集が起り結晶粒が粗大化するので
好ましくない。また７７０℃より低温では熱延時のＺｒ
の炭窒化物の分散形態が十分改善されないため、冷間圧
延後の焼鈍で再結晶を阻害し成形性が劣化する。次に冷
間圧延後の焼鈍について述べる。
この焼鈍は、７７０後Ｃ〜１０００てＣの温度範囲で行
なう必要がある。温度が１０００℃を越えると結晶粒が
粗大化し好ましくない。７７０℃未満では圧延組織を十
分再結晶させることができず、成形性が著しく劣化する
。
なう必要がある。温度が１０００℃を越えると結晶粒が
粗大化し好ましくない。７７０℃未満では圧延組織を十
分再結晶させることができず、成形性が著しく劣化する
。
以上のような成分並びに製造法により、板更１．２ｍｍ
の薄板にした鋼の代表的な成形性は第１表に示すとおり
である。
の薄板にした鋼の代表的な成形性は第１表に示すとおり
である。
図は本発明の基礎となる試験結果を示したもので、伸び
フランジ性は（Ｃ十Ｎ）％を極く低くし、かつＺｒ％と
のバランスをとることにより向上することがわかる実施
例 １ 第２表に示す成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延で板更
３．２龍の板を作り、８３０’ＣＸｌ５分の焼鈍を行な
い、次いで冷間圧延により板厚１．２ｍｍの薄板とし、
８５０℃×５分の焼鈍を行なった。
フランジ性は（Ｃ十Ｎ）％を極く低くし、かつＺｒ％と
のバランスをとることにより向上することがわかる実施
例 １ 第２表に示す成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延で板更
３．２龍の板を作り、８３０’ＣＸｌ５分の焼鈍を行な
い、次いで冷間圧延により板厚１．２ｍｍの薄板とし、
８５０℃×５分の焼鈍を行なった。
次いで酸洗により表面スケールを除去し、板状試験片を
作成し、第１表に示した各種の成形性を調べた。その結
果を第３表に示した。この結果より本発明鋼の成分の範
囲外では、伸びフランジ性が劣化することが明らかであ
る。
作成し、第１表に示した各種の成形性を調べた。その結
果を第３表に示した。この結果より本発明鋼の成分の範
囲外では、伸びフランジ性が劣化することが明らかであ
る。
実施例 ２第４表ζこ示すような本発明鋼の範囲内にあ
る成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延にて板厚３２間の
板を作り、その後の焼鈍を行なわない場合と、８３０℃
×１５分の焼鈍を行なった場合についてさらに冷間圧延
で１．２ｍｍの厚みの薄板とし、 ゜２８５０℃×
５分の焼鈍を行なった後、板状試験片を作成した。
る成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延にて板厚３２間の
板を作り、その後の焼鈍を行なわない場合と、８３０℃
×１５分の焼鈍を行なった場合についてさらに冷間圧延
で１．２ｍｍの厚みの薄板とし、 ゜２８５０℃×
５分の焼鈍を行なった後、板状試験片を作成した。
この鋼の成形性は第５表に示す通りで、熱間圧延後の焼
鈍がないと伸びフランジ性が著しく劣化することが明ら
かである。
鈍がないと伸びフランジ性が著しく劣化することが明ら
かである。
実施例 ３
実施例２の成分を有する鋼を熱間圧延により板厚３２關
の板上と成し、８３０℃×１５分の焼鈍を行なった後冷
間圧延にて板厚１．２朋の薄板を作り、一つに７３０℃
×５分、もう一つに８５０×１５分の焼鈍を行ない、板
状試験片を作成した。
の板上と成し、８３０℃×１５分の焼鈍を行なった後冷
間圧延にて板厚１．２朋の薄板を作り、一つに７３０℃
×５分、もう一つに８５０×１５分の焼鈍を行ない、板
状試験片を作成した。
この鋼の成形性は第６表に示す通りで、冷間圧゛延後の
焼鈍温度が低過ぎると伸びフランジ性が著しく劣化する
ことが明らかである。
焼鈍温度が低過ぎると伸びフランジ性が著しく劣化する
ことが明らかである。
図はフエライト系ステンレス鋼における伸びフランジ性
とＺｒおよびＣｆＮ量との関係を示す図表である。
とＺｒおよびＣｆＮ量との関係を示す図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃｒ１１．０〜２０．０％、Ｓｉ１．０未満、Ｍｎ
１．５％以下、Ｃ％＋Ｎ％０．０２％未満で、かつＺｒ
％＝４（Ｃ％＋Ｎ％）〜〔４（Ｃ％＋Ｎ％）＋０．２０
％〕の範囲内のＺｒ含み、残部が実質的にＦｅより成る
伸びフランジ性にすぐれた耐熱フェライト系ステンレス
鋼。 ２ Ｃｒ１．１０〜２０．０％、Ｓｉ１．０％未満、Ｃ
％＋Ｎ％０．０２％未満で、かつＺｒ＝４（Ｃ％＋Ｎ％
）〜４（Ｃ％＋Ｎ％）＋０．２０％の範囲のＺｒを含み
、残部が実質的にＦｅより成る鋼を熱間圧延した後７７
０℃〜１０００℃の温度範囲で焼鈍し、次いで冷間圧延
した後７７０℃〜１０００℃温度範囲で焼鈍することを
特徴とする伸びフランジ性にすぐれた耐熱フェライト系
ステンレス鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2047278A JPS5924183B2 (ja) | 1978-02-23 | 1978-02-23 | 伸びフランジ性のすぐれた耐熱フエライト系ステンレス鋼とその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2047278A JPS5924183B2 (ja) | 1978-02-23 | 1978-02-23 | 伸びフランジ性のすぐれた耐熱フエライト系ステンレス鋼とその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS54112320A JPS54112320A (en) | 1979-09-03 |
| JPS5924183B2 true JPS5924183B2 (ja) | 1984-06-07 |
Family
ID=12028034
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2047278A Expired JPS5924183B2 (ja) | 1978-02-23 | 1978-02-23 | 伸びフランジ性のすぐれた耐熱フエライト系ステンレス鋼とその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5924183B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62148368U (ja) * | 1986-03-12 | 1987-09-19 |
-
1978
- 1978-02-23 JP JP2047278A patent/JPS5924183B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62148368U (ja) * | 1986-03-12 | 1987-09-19 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS54112320A (en) | 1979-09-03 |
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