JP2693274B2 - 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 - Google Patents

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

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JP2693274B2 JP7507478A JP50747895A JP2693274B2 JP 2693274 B2 JP2693274 B2 JP 2693274B2 JP 7507478 A JP7507478 A JP 7507478A JP 50747895 A JP50747895 A JP 50747895A JP 2693274 B2 JP2693274 B2 JP 2693274B2
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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
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Description

【発明の詳細な説明】 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、Ni 5.5〜8.0％、Cr 16〜
19％、Cu 0.5〜3.5％、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物性が大きな偏差を
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
Nb 0.005〜1.0％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を多く含
む鋼が、ごく小量のTiおよびＢと、酸素50ppm未満と、C
a 0.006％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％未満分
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、Ni ６〜９％、Cr 16〜19
％、Cu ３％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上し、熱間圧延中の表面きずが減
少し、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、Si 1.0％未満、M
n 2.0％未満、Cr 16〜18％、Ni 6.0〜8.0％、Al 0.
005％未満、Ｐ 0.05％未満、Ｓ 0.005％未満、Ti 0.
03％未満、Ｂ（ボロン）0.003％未満、Cu 3.0％未満、
Mo 0.3％未満、Nb 0.1％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（℃）〕がマイナス（−）10℃〜プラス（＋）
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STS 304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、スラブの製造中、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、高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
めて多量に生産される。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、STS 304
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12
50℃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、STS 304鋼に比し
１％だけ低い。したがって、再加熱温度がSTS 304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ASTM No.6.5〜10.0と、さら
に望ましくはASTM No.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ASTM No.8〜9.0
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ASTM No.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Ａ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％の伸びの
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
＋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。つ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。つ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（LD
R）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
よび時間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、粒系の変動に対す
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、ASTM ８〜９の範囲内
で最も優れていた。
在来鋼Ｉ（STS 304）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ASTM N
o.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 (56)参考文献 特開 平７−34203（ＪＰ，Ａ)

Claims (6)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】重量百分率で、Ｃ 0.07％未満、Si 1.0
    ％未満、Mn 2.0％未満、Cr 16〜18％、Ni 6.0〜8.0
    ％、Al 0.005％未満、Ｐ 0.05％未満、Ｓ 0.005％未
    満、Ti 0.03％未満、Ｂ 0.003％未満、Cu 3.0％未
    満、Mo 0.3％未満、Nb 0.1％未満、Ｎ 0.045％未
    満、および残部としてのFeおよび不可避不純物から成
    り、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
    鋼において、 オーステナイト相安定化温度〔Md30（℃）〕がマイナス
    （−）10℃〜プラス（＋）15℃の範囲にあり、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。
  2. 【請求項２】粒径がASTM No.6.5〜10.0の範囲内にある
    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。
  3. 【請求項３】粒径がASTM No.8.0〜9.0の範囲内にある
    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。
  4. 【請求項４】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おいて、 重量百分率で、Ｃ 0.07％未満、Si 1.0％未満、Mn
    2.0％未満、Cr 16〜18％、Ni 6.0〜8.0％、Al 0.005
    ％未満、Ｐ 0.05％未満、Ｓ 0.005％未満、Ti 0.03
    ％未満、Ｂ 0.003％未満、Cu 3.0％未満、Mo 0.3％
    未満、Nb 0.1％未満、Ｎ 0.045％未満、および残部と
    してのFeおよび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ASTM No.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オー
    ステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
  5. 【請求項５】オーステナイト相安定化温度〔Md
    30（℃）〕がマイナス（−）10〜プラス（＋）15℃の範
    囲にあり、 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％）−9.2 Si％−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請求の範囲第４項に
    記載されたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
  6. 【請求項６】前記冷間圧延された板の粒径がASTM No.
    8.0〜9.0の範囲内に入るべき方法で、冷間圧延された板
    の焼鈍が行われる請求の範囲第４項および第５項のいず
    れか１項に記載された方法。
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