JP3613387B2 - 成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板 - Google Patents
成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3613387B2 JP3613387B2 JP36137499A JP36137499A JP3613387B2 JP 3613387 B2 JP3613387 B2 JP 3613387B2 JP 36137499 A JP36137499 A JP 36137499A JP 36137499 A JP36137499 A JP 36137499A JP 3613387 B2 JP3613387 B2 JP 3613387B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- high temperature
- rolled steel
- ferritic stainless
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、成形加工用に用いて好適であり、とくに深絞り性 ( ｒ値 ) 、成形加工後の耐肌荒れ性および疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べると加工性や耐食性の点ではやや劣っているものの、耐応力腐食割れ性に優れるとともに安価であることから各種厨房器具、自動車排気系部品（エキゾーストマニホールド、エキゾーストパイプ、コンバーターシェル、マフラー等）などの分野で幅広く使用されている。
このような加工用途に用いられる場合において、フェライト系ステンレス鋼の加工性を改善するために、例えば特開昭５１−１４８１１号公報、特開昭５１−１４８１２号公報、特開昭５２−３１９１９号公報などに開示されているように、Ｔｉ，Ｎｂ といった元素を添加して鋼中に固溶するＣやＮなどの不純物元素を固定する技術が広く行われている。
【０００３】
さて、このフェライト系ステンレス鋼板は、通常、連続鋳造鋳片を加熱した後、熱間圧延−熱延板焼鈍・酸洗−冷間圧延−仕上げ焼鈍・酸洗の各工程を経て製造される。そこで、これらのうちの一部の工程、とくに冷間圧延以降の工程を省略して製造されるステンレス熱延鋼板は、冷間圧延以降の設備費や運転費を大幅に軽減できるため、オーステナイト系に比較して安価であるフェライト系ステンレス鋼板を一層安価にかつ短期間に製造することができ、工業上のメリットは極めて大きい。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、一般に熱延鋼板は冷延鋼板と比較して焼鈍後の結晶粒が大きく、成形加工後の表面の肌荒れが大きいという問題があった。この粗大結晶粒および成形加工後の肌荒れは、表面の美観を損なうばかりでなく、自動車排気系部品（エキゾーストパイプなど）のように、高温下でエンジンなどの振動を受ける部材においては高温疲労特性を低下させるという問題もあった。
この現象は、高温疲労環境下において、粗大結晶粒を有する組織では、母材より強度が低い粒界で容易に疲労破壊が発生すること、あるいは表面肌荒れ部に応力集中し破壊の起点となることにより説明される。
ところで、このように加工後の肌荒れや疲労破壊特性に大きな影響を及ぼす鋼板の結晶粒径は、焼鈍の温度・時間などの条件によりある程度調整可能であるが、結晶粒径を微細にするために低温・短時間の焼鈍を施した場合には、完全な再結晶組織は得られなくなり、鋼板の板厚方向中央部付近は熱延時の展伸組織を残したままのものとなる。その結果、伸び（Ｅｌ．）や深絞り性の指標となるランクフォード値（ｒ値）が小さくなり、十分な成形加工性を得ることが出来ない。これらのことが、フェライト系ステンレス熱延鋼板における良好な成形加工性と優れた耐肌あれ性や高温疲労特性を両立させることを困難にし、前記特性が要求される自動車排気系部材へのフェライト系ステンレス熱延鋼板の適用を妨げている大きな原因であった。
【０００５】
そこで、本発明の目的は、深絞り性 ( ｒ値 ) 、成形加工後の耐肌荒れ性および高温疲労特性が良好な、しかも成形加工性を損なうことのない、フェライト系ステンレス熱延鋼板を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
さて、上掲の目的の実現に向けて鋭意研究した結果、発明者らは、フェライト系ステンレス鋼において、TiによるＣ，Ｎの固定、ＶとＢの複合添加などの化学組成を適正範囲に調整することにより、深絞り性 ( ｒ値 ) 、成形加工後の耐肌荒れ性、高温疲労特性および成形加工性のいずれもに優れるステンレス熱延鋼板を製造可能であることを見いだし、本発明を完成するに至った。
【０００７】
本発明は、上記の考え方を具体化した下記の構成を要旨とするものである。
(1) Ｃ：0.03wt％以下、Si：2.0wt％以下、Mn：0.8wt％以下、Ｓ：0.03wt％以下、Cr：6〜25wt％、Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3wt％以下、Ti：0.4wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4wt％、Ｂ：0.0002〜0.0050wt％、Nb：0.5wt％以下を含み、かつ下記式：
Ti/48＞Ｎ/14
Ti/48＋Nb/92＞Ｎ/14＋Ｃ/12
Ｖ／Ｂ＞10
を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ｒ値が 1.05 以上であることを特徴とする深絞り性、成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
【０００８】
(2) Ｃ：0.03wt％以下、Si：2.0wt％以下、Mn：0.8wt％以下、Ｓ：0.03wt％以下、Cr：6〜25wt％、Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3wt％以下、Ti：0.4wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4wt％、Ｂ：0.0002〜0.0050wt％、Nb：0.5wt％以下を含み、かつ下記式：
Ti/48＞Ｎ/14
Ti/48＋Nb/92＞Ｎ/14＋Ｃ/12
Ｖ／Ｂ＞10
を満たして含有し、さらにCa：0.01wt％以下、Mo：2.0wt％以下、Cu：2.0wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ｒ値が 1.05 以上であることを特徴とする深絞り性、成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
【０００９】
【作用】
以下、本発明における鋼の各化学成分値を上記要旨構成のように限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０３ｗｔ％以下
Ｃは、成形加工性（ｒ値）、耐食性を低下させる元素であるので、可能な限り低減させることが望ましい。また、後述するようなＶの効果を発揮させるためにも、固溶する量を可能な限り低減することが望ましい。そのために本発明においては、ＣをＴｉあるいはさらにＮｂの添加により固定し、成形加工性およびフェライト安定性への悪影響を軽減し、Ｖの効果を充分に発揮させる。しかしながら、Ｃ含有量が０．０３ｗｔ％を超えると、鋼板中の析出物量が増加し加工性の低下および表面性状の悪化を招くので、その含有範囲を０．０３ｗｔ％以下、好ましくは０．０１５ｗｔ％以下とする。
【００１０】
Ｓｉ：２．０ ｗｔ％以下
Ｓｉは、鋼の脱酸のために有効なほか、高温での耐酸化性や高温塩害特性を向上させる元素である。しかし、２．０ ｗｔ％を超えて含有すると伸び特性を劣化させるので、２．０ ｗｔ％以下に限定する。なお、自動車排気系部材などの用途で使用する場合には、０．６ ｗｔ％以上含有することが望ましい。
【００１１】
Ｍｎ：０．８ ｗｔ％以下
Ｍｎは、鋼中のＳを析出固定し、熱間圧延性を改善するのに有効な元素であるが、成形加工性に有害な元素である。従って、その添加範囲は０．８ ｗｔ％以下、好ましくは０．５ ｗｔ％以下とする。
【００１２】
Ｓ：０．０３ｗｔ％以下
Ｓは、熱間加工性を劣化させる有害元素であるが、通常Ｍｎと結合してＭｎＳを形成するため０．０３ｗｔ％以下の含有では影響は小さい。しかしながら、０．０３ｗｔ％を超えて含有すると析出したＭｎＳが初錆の起点となり耐食性が劣化するとともに、結晶粒界に偏析し粒界脆化を促進する。したがって含有量は、０．０３ｗｔ％以下、好ましくは０．００５ ｗｔ％以下に制限する。
【００１３】
Ｃｒ：６〜２５ｗｔ％
Ｃｒは、耐食性および高温下での耐酸化性を向上させるために不可欠な元素である。Ｃｒの添加量が６ｗｔ％未満では十分な効果が得られず、一方２５ｗｔ％を超えて添加すると加工性が劣化し、素材コストの上昇をも招くため、添加量は６ｗｔ％〜２５ｗｔ％とする。
なお、成形加工性を優先する用途への使用を目的とする場合には１５ｗｔ％以下とすることが、また常温での耐食性が求められる用途に使用する場合には１０ｗｔ％以上とすることが望ましい。
【００１４】
Ｎ：０．０３ｗｔ％以下
Ｎは、Ｃと同様に、鋼板の成形加工性（ｒ値）を低下させる元素であるので、可能な限り低減させることが望ましい。また、後述するようなＢの効果を発揮させるためにも、固溶する量を可能な限り低減することが望ましい。そのために本発明においては、ＮをＴｉあるいはさらにＮｂの添加により固定し、無害化する。しかしながら、その含有量が０．０３ｗｔ％を超えると鋼板中の析出物量が増加し、成形加工性の低下および表面性状の悪化を招く。従って、Ｎの含有量は０．０３ｗｔ％以下、好ましくは０．０１ｗｔ％以下に制限する。
【００１５】
Ａｌ：０．３ ｗｔ％以下
Ａｌは、脱酸に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱延焼鈍板の加工性を劣化させるため、０．３ ｗｔ％以下、好ましくは０．１ ｗｔ％以下とする。
【００１６】
Ｔｉ：０．４ ｗｔ％以下
Ｔｉは、強力なＣ，Ｎ安定化元素であり、成形加工性を改善する効果を有する。また、Ｃｒ炭窒化物の粒界析出を抑制して耐食性を改善する効果も有する。これらの効果を発揮させるためには、Ｔｉの添加量は後述するようなＣ，Ｎとの関係を満たす必要がある。一方、Ｔｉ添加量が０．４ ｗｔ％を超えると、成形加工性がかえって低下するとともに、溶接部の加工性が大きく低下する。また、靭性の劣化を引き起こし製造性を低下させる。従って、Ｔｉ添加量は０．４ ｗｔ％以下とする。
【００１７】
Ｖ：０．０２〜０．４ ｗｔ％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０ｗｔ％、かつ Ｖ／ Ｂ＞１０
ＶおよびＢは、本発明において極めて重要な元素である。ＶとＢとを、それぞれ０．０２〜０．４ ｗｔ％、０．０００２〜０．００５０ｗｔ％、かつＶ／ Ｂ＞１０を満たして複合添加することにより、熱延焼鈍板の結晶粒を微細化し、かつ再結晶後の粒成長を抑制する効果を有する。
このような効果が得られる理由については必ずしも明確ではないが、Ｖはフェライト粒内に固溶することにより焼鈍時の再結晶粒の微細化および粒成長抑制し、Ｂは焼鈍再結晶後のフェライト粒界に濃縮し粒界移動を遅らせることにより粒成長抑制を補助するものと考えられる。また、ＶとＢの含有比により効果が異なるのは、フェライト結晶粒の体積とフェライト粒界面積のバランスが関係するものと思われる。このように結晶粒の細粒化が達成されることにより、成形加工後の表面の肌荒れが著しく改善され、さらに、自動車排気系部材（エキゾーストパイプなど）のように高温下で高サイクルの機械振動を受ける材料の疲労特性も向上する。
結晶粒の細粒化により、疲労特性が向上する理由は、おおよそ次のような理由によるものと思われる。
１）応力集中により破壊の起点となりやすい、成形加工後の肌荒れが軽減できる。
２）粒界は応力集中が大きく亀裂の伝播経路になるが、細粒化すれば、粒界面積の増加により単位粒界当たりの応力集中が緩和される。
３）Ｂの粒界濃縮により、粒界強度が強化される。
ここで、Ｖは、Ｔｉ， ＮｂによるＣの析出固定が十分でない場合には、Ｃと反応してＶ２ ＣあるいはＶＣとして析出し粒成長抑制効果が低下する。一方、Ｂは、ＴｉによるＮの析出固定が十分でない場合には、Ｎと反応してＢＮとして析出し、逆に粒成長を促進させる。
したがって、Ｃは、Ｖより強力な炭化物形成元素であるＴｉ， Ｎｂの十分な添加により、Ｎは、ＶおよびＢより強力な窒化物形成元素であるＴｉの十分な添加により析出固定されなければならない。
なお、Ｂの添加効果は、上記のほかに、熱延中の加工歪みの蓄積を促進し、焼鈍後の再結晶集合組織に関して｛１１１｝面の集積を高め、成形性を改善する効果も有するので、冷延鋼板と比較して成形性の劣る熱延鋼板にとって添加の意義は大きい。
上述したＶ，Ｂの添加効果は、Ｖ量が０．０２ｗｔ％以上、Ｂ量が０．０００２ｗｔ％以上、かつ各添加量の比Ｖ／ Ｂ＞１０を満たした場合に始めて発揮される。
一方、ＶおよびＢをそれぞれ０．４ ｗｔ％、０．００５０ｗｔ％を超えて過剰に添加すると、焼鈍中の結晶粒微細化および成長抑制、成形性改善の効果が飽和するだけでなく、逆に材質が硬化し伸び特性が劣化して成形加工性が低下する。したがって、Ｖ量は０．０２〜０．４ ｗｔ％、Ｂ量は０．０００２〜０．００５０ｗｔ％、かつＶ／ Ｂ＞１０とする。
【００１８】
Ｎｂ：０．５ ｗｔ％以下
Ｎｂは、Ｃ，Ｎ安定化元素であり、Ｔｉを補完して、成形加工性を改善するとともに、Ｃｒ炭窒化物の粒界析出を抑制して耐食性を改善する効果を有する。これらの効果を発揮させるためには、Ｎｂの添加量は後述するようなＣ，Ｎとの関係を満たす必要がある。一方、Ｎｂ添加量が０．５ ｗｔ％を超えると、成形加工性がかえって低下するとともに、溶接部の加工性が大きく低下する。また、靭性の劣化を引き起こし製造工程において支障をきたす。従って、Ｎｂ添加量は０．４ ｗｔ％以下とする。なお、Ｔｉと複合添加する場合、Ｔｉ＋Ｎｂで０．６ ｗｔ％以下に制限するのが好ましい。
【００１９】
Ｔｉ／４８ ＞Ｎ／１４ かつ
Ｔｉ／４８ ＋Ｎｂ／９２ ＞Ｎ／１４ ＋Ｃ／１２
ＴｉおよびＮｂは、前述したＶおよびＢの効果を有効に作用させるため、すなわち、ＮをＴｉＮとして、ＣをＴｉＣまたはＮｂＣとして析出固定するために添加する。そこで、化学量論比から、ＴｉおよびＮｂの複合添加の場合にはＴｉ／４８ ＞Ｎ／１４ かつＴｉ／４８ ＋Ｎｂ／９２ ＞Ｎ／１４ ＋Ｃ／１２ を満足する量を添加することが必要である。
【００２０】
本発明では、さらに、必要に応じて以下の元素を含有することができる。
Ｃａ：０．０１ｗｔ％以下
Ｃａは、溶鋼中でＣａＳを生成して、Ｔｉを含有する溶鋼を鋳造する際に発生するＴｉＳ系介在物によるノズル詰まりを抑制するのに有用な元素である。しかし、過剰に添加すると耐食性の劣化をもたらすので、その添加量を０．０１ｗｔ％以下、好ましくはＳ含有量との関係においてＳ≦（３２／４０）Ｃａ≦１．５ Ｓの範囲とする。
【００２１】
Ｍｏ：２．０ ｗｔ％以下
Ｍｏは、耐食性を一層向上させる効果があり、必要に応じて添加することができる。しかしながら、添加量が２．０ ｗｔ％を超えると熱間圧延中の加工性が低下するので、２．０ ｗｔ％以下とする。なお、Ｃｕと複合添加する場合には、両者の合計含有量で２．０ ｗｔ％以下とするのが望ましい。
【００２２】
Ｃｕ：２．０ ｗｔ％以下
Ｃｕは、耐食性を一層向上させる効果があり、必要に応じて添加することができる。しかしながら、添加量が２．０ ｗｔ％を超えると熱間圧延中の加工性が低下するので、２．０ ｗｔ％以下とする。なお、Ｍｏと複合添加する場合には、両者の合計含有量で２．０ ｗｔ％以下とするのが望ましい。
【００２３】
なお、Ｐについては言及しなかったが、Ｐは、一般にＰｂ、Ｓｎと同様に熱間割れ性を高め、熱間圧延性および熱延板靭性を低下させるので０．０３ｗｔ％以下とすることが望ましい。
また、本発明鋼板の製造にあたっては、加熱温度：１２５０〜１０５０℃、仕上げ温度：９００ 〜６００ ℃、巻取温度：７００ ℃以下の熱間圧延ののち、８００ 〜１１００℃で焼鈍するのが望ましい。
【００２４】
【実施例】
以下、実施例により本発明を具体的に説明する。
表１に示す化学組成の鋼１〜２２を、容量３０ｋｇの真空溶解炉にて溶製した。得られた小型鋼塊を１２５０℃に加熱したのち、仕上げ温度：７００ ℃、圧延パス数：８パスからなる熱間圧延により、板厚２ｍｍの熱延板を製造した。この熱延板を表２に示す温度にて６０ｓｅｃ 保持の焼鈍を施し、酸洗した。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
得られた熱延焼鈍板について、表面を＃１０００のエメリー紙により研磨して熱延ロール面などの影響を除去した。
この供試材から、圧延方向にＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取し、ｒ値（１５％の引張歪みを与えた後、３点法により測定）を測定した。さらに肌荒れ性の指標としてこの１５％の引張後の試験片について引張方向の表面粗さ（Ｒａ）を調査した。最後にこの試験片を破断まで引っ張り、破断伸び（Ｅｌ．）を測定した。
また、高温疲労特性は図１に示す板状試験片を用いて、試験温度７００ ℃、試験速度１７００回／ 分の曲げモーメントとするシェンク式高温平面曲げ疲労試験機により評価した。試験方法の概要は、図２に示すように、試験片の一端を固定し逆側に繰り返し曲げモーメントを加えることにより疲労試験が行うものである。
図３は、試験結果の一例として、Ｎｏ． ８（発明例）とＮｏ． ６ｂ（比較例）の結果を示したものである。このような試験結果より破損寿命が１０７サイクルとなる応力（１０７疲労限応力、以下単に「疲労限応力」と略記する。）を求めた。上記の方法により、成形加工性（ｒ値、破断伸び）、耐肌荒れ性（Ｒａ）、高温疲労特性（疲労限応力）を評価しこれらの試験結果を表２に示す。
【００２８】
鋼１〜３は１１ｗｔ％Ｃｒベースのものである。ＶとＢの添加量が不足する鋼１を８５０℃で焼鈍したＮｏ． １ａは、焼鈍温度が低く再結晶不足であり、伸び、ｒ値が低かった。焼鈍温度を９００℃に高めたＮｏ． １ｂは、伸び、ｒ値は向上し加工性は満足するものの、表面粗度がＲａ＝７，３と高く、目視によっても激しい肌荒れが確認された。さらに焼鈍温度を９５０℃に高めたＮｏ． １ｃは、耐肌荒れ性が一層劣化するだけでなく、疲労限応力も成形加工性を満足する焼鈍温度で製造したＮｏ． １ｂに対して７．７％低下してしまい高温疲労特性も劣化することがわかる。また、Ｂ添加量が不足する鋼を９００℃で焼鈍したＮｏ． ２は、Ｎｏ． １ｂに対して耐肌荒れ性および高温疲労特性は若干向上するもののその効果は十分ではない。Ｖ添加量が不足するＮｏ． ３も同様である。
【００２９】
鋼６〜１２は、１５Ｃｒ系でＴｉ−Ｎｂ複合添加したものである。Ｖ，Ｂの添加量が不足する鋼６は、９５０℃の焼鈍（Ｎｏ． ６ａ）では再結晶が十分ではなく、伸び，ｒ値が低く、また焼鈍温度を１０００℃（Ｎｏ． ６ｂ）に高めると加工性は向上するものの再結晶粒が粗大化し、耐肌荒れ性および高温疲労特性が劣化する。また、ＶとＢを含有してもＶ／Ｂが低すぎるＮｏ． ７は、耐肌荒れ性、疲労特性ともＮｏ． ６ｂに比して若干の向上は見られるもののその効果は僅かである。
それに対して、鋼６をベースにＶ，Ｂを複合添加した発明例Ｎｏ． ８〜１０はいずれも良い成形加工性を有しつつ、良好な耐肌荒れ性（Ｒａ：３．０ 以下）を示し、さらに良好な高温疲労特性（疲労限応力：９０ＭＰａ以上で、Ｎｏ． ６ｂに対して１１％以上向上）を有していることが分かる。
なお、Ｂを過剰に含む比較例Ｎｏ． １１、Ｖを過剰に含む比較例Ｎｏ． １２はいずれも加工性（伸び、ｒ値）が劣っている。
【００３０】
鋼１３〜２２は、１８Ｃｒ系のものである。Ｖ，Ｂの量が不足するＮｏ． １３は、再結晶粒が粗大化し、耐肌荒れ性および高温疲労特性に劣る。Ｃ量が過剰なＮｏ． １４は常温での成形加工性が劣るばかりでなく、耐肌荒れ性および高温疲労強度も低い。Ｎ量に対してＴｉが不足するＮｏ． １５は耐肌荒れ性に劣る。
それに対し発明例Ｎｏ． １６、１７、１８ａ、１９はいずれも優れた耐肌荒れ性および高温疲労特性を有している。また、より高温の１１００℃で焼鈍した１８ｂも粒成長は抑制されており、１０５０℃で焼鈍した比較例Ｎｏ． １３よりも良好な成形性、耐肌荒れ性、高温疲労特性を示す。この傾向は、さらにＭｏを添加したＮｏ． ２０やＣｕを添加したＮｏ． ２１、ＭｏとＣｕを添加したＮｏ． ２２においても同様である。
【００３１】
【発明の効果】
上述したように、本発明によれば、成形加工性を劣化させることなく、深絞り性 ( ｒ値 ) 、成形加工後の表面の肌荒れや高温振動環境下での高温疲労特性を向上させることが可能となるので、従来高価な冷延鋼板を用いざるを得なかった自動車排気系部材等の用途にも適用可能なフェライト系ステンレス熱延鋼板が提供できる。さらに、本発明によれば、熱延鋼板の焼鈍時における焼鈍温度域が広範囲に許容できるので工業的に容易に製造可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】シェンク式高温平面曲げ疲労試験用板状試験片を示した図である。
【図２】シェンク式高温平面曲げ疲労試験方法の概略を示した図である。
【図３】高温疲労試験による破損寿命と疲労限応力の関係を示したグラフである。
【産業上の利用分野】
本発明は、成形加工用に用いて好適であり、とくに深絞り性 ( ｒ値 ) 、成形加工後の耐肌荒れ性および疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べると加工性や耐食性の点ではやや劣っているものの、耐応力腐食割れ性に優れるとともに安価であることから各種厨房器具、自動車排気系部品（エキゾーストマニホールド、エキゾーストパイプ、コンバーターシェル、マフラー等）などの分野で幅広く使用されている。
このような加工用途に用いられる場合において、フェライト系ステンレス鋼の加工性を改善するために、例えば特開昭５１−１４８１１号公報、特開昭５１−１４８１２号公報、特開昭５２−３１９１９号公報などに開示されているように、Ｔｉ，Ｎｂ といった元素を添加して鋼中に固溶するＣやＮなどの不純物元素を固定する技術が広く行われている。
【０００３】
さて、このフェライト系ステンレス鋼板は、通常、連続鋳造鋳片を加熱した後、熱間圧延−熱延板焼鈍・酸洗−冷間圧延−仕上げ焼鈍・酸洗の各工程を経て製造される。そこで、これらのうちの一部の工程、とくに冷間圧延以降の工程を省略して製造されるステンレス熱延鋼板は、冷間圧延以降の設備費や運転費を大幅に軽減できるため、オーステナイト系に比較して安価であるフェライト系ステンレス鋼板を一層安価にかつ短期間に製造することができ、工業上のメリットは極めて大きい。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、一般に熱延鋼板は冷延鋼板と比較して焼鈍後の結晶粒が大きく、成形加工後の表面の肌荒れが大きいという問題があった。この粗大結晶粒および成形加工後の肌荒れは、表面の美観を損なうばかりでなく、自動車排気系部品（エキゾーストパイプなど）のように、高温下でエンジンなどの振動を受ける部材においては高温疲労特性を低下させるという問題もあった。
この現象は、高温疲労環境下において、粗大結晶粒を有する組織では、母材より強度が低い粒界で容易に疲労破壊が発生すること、あるいは表面肌荒れ部に応力集中し破壊の起点となることにより説明される。
ところで、このように加工後の肌荒れや疲労破壊特性に大きな影響を及ぼす鋼板の結晶粒径は、焼鈍の温度・時間などの条件によりある程度調整可能であるが、結晶粒径を微細にするために低温・短時間の焼鈍を施した場合には、完全な再結晶組織は得られなくなり、鋼板の板厚方向中央部付近は熱延時の展伸組織を残したままのものとなる。その結果、伸び（Ｅｌ．）や深絞り性の指標となるランクフォード値（ｒ値）が小さくなり、十分な成形加工性を得ることが出来ない。これらのことが、フェライト系ステンレス熱延鋼板における良好な成形加工性と優れた耐肌あれ性や高温疲労特性を両立させることを困難にし、前記特性が要求される自動車排気系部材へのフェライト系ステンレス熱延鋼板の適用を妨げている大きな原因であった。
【０００５】
そこで、本発明の目的は、深絞り性 ( ｒ値 ) 、成形加工後の耐肌荒れ性および高温疲労特性が良好な、しかも成形加工性を損なうことのない、フェライト系ステンレス熱延鋼板を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
さて、上掲の目的の実現に向けて鋭意研究した結果、発明者らは、フェライト系ステンレス鋼において、TiによるＣ，Ｎの固定、ＶとＢの複合添加などの化学組成を適正範囲に調整することにより、深絞り性 ( ｒ値 ) 、成形加工後の耐肌荒れ性、高温疲労特性および成形加工性のいずれもに優れるステンレス熱延鋼板を製造可能であることを見いだし、本発明を完成するに至った。
【０００７】
本発明は、上記の考え方を具体化した下記の構成を要旨とするものである。
(1) Ｃ：0.03wt％以下、Si：2.0wt％以下、Mn：0.8wt％以下、Ｓ：0.03wt％以下、Cr：6〜25wt％、Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3wt％以下、Ti：0.4wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4wt％、Ｂ：0.0002〜0.0050wt％、Nb：0.5wt％以下を含み、かつ下記式：
Ti/48＞Ｎ/14
Ti/48＋Nb/92＞Ｎ/14＋Ｃ/12
Ｖ／Ｂ＞10
を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ｒ値が 1.05 以上であることを特徴とする深絞り性、成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
【０００８】
(2) Ｃ：0.03wt％以下、Si：2.0wt％以下、Mn：0.8wt％以下、Ｓ：0.03wt％以下、Cr：6〜25wt％、Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3wt％以下、Ti：0.4wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4wt％、Ｂ：0.0002〜0.0050wt％、Nb：0.5wt％以下を含み、かつ下記式：
Ti/48＞Ｎ/14
Ti/48＋Nb/92＞Ｎ/14＋Ｃ/12
Ｖ／Ｂ＞10
を満たして含有し、さらにCa：0.01wt％以下、Mo：2.0wt％以下、Cu：2.0wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ｒ値が 1.05 以上であることを特徴とする深絞り性、成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
【０００９】
【作用】
以下、本発明における鋼の各化学成分値を上記要旨構成のように限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０３ｗｔ％以下
Ｃは、成形加工性（ｒ値）、耐食性を低下させる元素であるので、可能な限り低減させることが望ましい。また、後述するようなＶの効果を発揮させるためにも、固溶する量を可能な限り低減することが望ましい。そのために本発明においては、ＣをＴｉあるいはさらにＮｂの添加により固定し、成形加工性およびフェライト安定性への悪影響を軽減し、Ｖの効果を充分に発揮させる。しかしながら、Ｃ含有量が０．０３ｗｔ％を超えると、鋼板中の析出物量が増加し加工性の低下および表面性状の悪化を招くので、その含有範囲を０．０３ｗｔ％以下、好ましくは０．０１５ｗｔ％以下とする。
【００１０】
Ｓｉ：２．０ ｗｔ％以下
Ｓｉは、鋼の脱酸のために有効なほか、高温での耐酸化性や高温塩害特性を向上させる元素である。しかし、２．０ ｗｔ％を超えて含有すると伸び特性を劣化させるので、２．０ ｗｔ％以下に限定する。なお、自動車排気系部材などの用途で使用する場合には、０．６ ｗｔ％以上含有することが望ましい。
【００１１】
Ｍｎ：０．８ ｗｔ％以下
Ｍｎは、鋼中のＳを析出固定し、熱間圧延性を改善するのに有効な元素であるが、成形加工性に有害な元素である。従って、その添加範囲は０．８ ｗｔ％以下、好ましくは０．５ ｗｔ％以下とする。
【００１２】
Ｓ：０．０３ｗｔ％以下
Ｓは、熱間加工性を劣化させる有害元素であるが、通常Ｍｎと結合してＭｎＳを形成するため０．０３ｗｔ％以下の含有では影響は小さい。しかしながら、０．０３ｗｔ％を超えて含有すると析出したＭｎＳが初錆の起点となり耐食性が劣化するとともに、結晶粒界に偏析し粒界脆化を促進する。したがって含有量は、０．０３ｗｔ％以下、好ましくは０．００５ ｗｔ％以下に制限する。
【００１３】
Ｃｒ：６〜２５ｗｔ％
Ｃｒは、耐食性および高温下での耐酸化性を向上させるために不可欠な元素である。Ｃｒの添加量が６ｗｔ％未満では十分な効果が得られず、一方２５ｗｔ％を超えて添加すると加工性が劣化し、素材コストの上昇をも招くため、添加量は６ｗｔ％〜２５ｗｔ％とする。
なお、成形加工性を優先する用途への使用を目的とする場合には１５ｗｔ％以下とすることが、また常温での耐食性が求められる用途に使用する場合には１０ｗｔ％以上とすることが望ましい。
【００１４】
Ｎ：０．０３ｗｔ％以下
Ｎは、Ｃと同様に、鋼板の成形加工性（ｒ値）を低下させる元素であるので、可能な限り低減させることが望ましい。また、後述するようなＢの効果を発揮させるためにも、固溶する量を可能な限り低減することが望ましい。そのために本発明においては、ＮをＴｉあるいはさらにＮｂの添加により固定し、無害化する。しかしながら、その含有量が０．０３ｗｔ％を超えると鋼板中の析出物量が増加し、成形加工性の低下および表面性状の悪化を招く。従って、Ｎの含有量は０．０３ｗｔ％以下、好ましくは０．０１ｗｔ％以下に制限する。
【００１５】
Ａｌ：０．３ ｗｔ％以下
Ａｌは、脱酸に有効な元素であるが、過剰に添加すると熱延焼鈍板の加工性を劣化させるため、０．３ ｗｔ％以下、好ましくは０．１ ｗｔ％以下とする。
【００１６】
Ｔｉ：０．４ ｗｔ％以下
Ｔｉは、強力なＣ，Ｎ安定化元素であり、成形加工性を改善する効果を有する。また、Ｃｒ炭窒化物の粒界析出を抑制して耐食性を改善する効果も有する。これらの効果を発揮させるためには、Ｔｉの添加量は後述するようなＣ，Ｎとの関係を満たす必要がある。一方、Ｔｉ添加量が０．４ ｗｔ％を超えると、成形加工性がかえって低下するとともに、溶接部の加工性が大きく低下する。また、靭性の劣化を引き起こし製造性を低下させる。従って、Ｔｉ添加量は０．４ ｗｔ％以下とする。
【００１７】
Ｖ：０．０２〜０．４ ｗｔ％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０ｗｔ％、かつ Ｖ／ Ｂ＞１０
ＶおよびＢは、本発明において極めて重要な元素である。ＶとＢとを、それぞれ０．０２〜０．４ ｗｔ％、０．０００２〜０．００５０ｗｔ％、かつＶ／ Ｂ＞１０を満たして複合添加することにより、熱延焼鈍板の結晶粒を微細化し、かつ再結晶後の粒成長を抑制する効果を有する。
このような効果が得られる理由については必ずしも明確ではないが、Ｖはフェライト粒内に固溶することにより焼鈍時の再結晶粒の微細化および粒成長抑制し、Ｂは焼鈍再結晶後のフェライト粒界に濃縮し粒界移動を遅らせることにより粒成長抑制を補助するものと考えられる。また、ＶとＢの含有比により効果が異なるのは、フェライト結晶粒の体積とフェライト粒界面積のバランスが関係するものと思われる。このように結晶粒の細粒化が達成されることにより、成形加工後の表面の肌荒れが著しく改善され、さらに、自動車排気系部材（エキゾーストパイプなど）のように高温下で高サイクルの機械振動を受ける材料の疲労特性も向上する。
結晶粒の細粒化により、疲労特性が向上する理由は、おおよそ次のような理由によるものと思われる。
１）応力集中により破壊の起点となりやすい、成形加工後の肌荒れが軽減できる。
２）粒界は応力集中が大きく亀裂の伝播経路になるが、細粒化すれば、粒界面積の増加により単位粒界当たりの応力集中が緩和される。
３）Ｂの粒界濃縮により、粒界強度が強化される。
ここで、Ｖは、Ｔｉ， ＮｂによるＣの析出固定が十分でない場合には、Ｃと反応してＶ２ ＣあるいはＶＣとして析出し粒成長抑制効果が低下する。一方、Ｂは、ＴｉによるＮの析出固定が十分でない場合には、Ｎと反応してＢＮとして析出し、逆に粒成長を促進させる。
したがって、Ｃは、Ｖより強力な炭化物形成元素であるＴｉ， Ｎｂの十分な添加により、Ｎは、ＶおよびＢより強力な窒化物形成元素であるＴｉの十分な添加により析出固定されなければならない。
なお、Ｂの添加効果は、上記のほかに、熱延中の加工歪みの蓄積を促進し、焼鈍後の再結晶集合組織に関して｛１１１｝面の集積を高め、成形性を改善する効果も有するので、冷延鋼板と比較して成形性の劣る熱延鋼板にとって添加の意義は大きい。
上述したＶ，Ｂの添加効果は、Ｖ量が０．０２ｗｔ％以上、Ｂ量が０．０００２ｗｔ％以上、かつ各添加量の比Ｖ／ Ｂ＞１０を満たした場合に始めて発揮される。
一方、ＶおよびＢをそれぞれ０．４ ｗｔ％、０．００５０ｗｔ％を超えて過剰に添加すると、焼鈍中の結晶粒微細化および成長抑制、成形性改善の効果が飽和するだけでなく、逆に材質が硬化し伸び特性が劣化して成形加工性が低下する。したがって、Ｖ量は０．０２〜０．４ ｗｔ％、Ｂ量は０．０００２〜０．００５０ｗｔ％、かつＶ／ Ｂ＞１０とする。
【００１８】
Ｎｂ：０．５ ｗｔ％以下
Ｎｂは、Ｃ，Ｎ安定化元素であり、Ｔｉを補完して、成形加工性を改善するとともに、Ｃｒ炭窒化物の粒界析出を抑制して耐食性を改善する効果を有する。これらの効果を発揮させるためには、Ｎｂの添加量は後述するようなＣ，Ｎとの関係を満たす必要がある。一方、Ｎｂ添加量が０．５ ｗｔ％を超えると、成形加工性がかえって低下するとともに、溶接部の加工性が大きく低下する。また、靭性の劣化を引き起こし製造工程において支障をきたす。従って、Ｎｂ添加量は０．４ ｗｔ％以下とする。なお、Ｔｉと複合添加する場合、Ｔｉ＋Ｎｂで０．６ ｗｔ％以下に制限するのが好ましい。
【００１９】
Ｔｉ／４８ ＞Ｎ／１４ かつ
Ｔｉ／４８ ＋Ｎｂ／９２ ＞Ｎ／１４ ＋Ｃ／１２
ＴｉおよびＮｂは、前述したＶおよびＢの効果を有効に作用させるため、すなわち、ＮをＴｉＮとして、ＣをＴｉＣまたはＮｂＣとして析出固定するために添加する。そこで、化学量論比から、ＴｉおよびＮｂの複合添加の場合にはＴｉ／４８ ＞Ｎ／１４ かつＴｉ／４８ ＋Ｎｂ／９２ ＞Ｎ／１４ ＋Ｃ／１２ を満足する量を添加することが必要である。
【００２０】
本発明では、さらに、必要に応じて以下の元素を含有することができる。
Ｃａ：０．０１ｗｔ％以下
Ｃａは、溶鋼中でＣａＳを生成して、Ｔｉを含有する溶鋼を鋳造する際に発生するＴｉＳ系介在物によるノズル詰まりを抑制するのに有用な元素である。しかし、過剰に添加すると耐食性の劣化をもたらすので、その添加量を０．０１ｗｔ％以下、好ましくはＳ含有量との関係においてＳ≦（３２／４０）Ｃａ≦１．５ Ｓの範囲とする。
【００２１】
Ｍｏ：２．０ ｗｔ％以下
Ｍｏは、耐食性を一層向上させる効果があり、必要に応じて添加することができる。しかしながら、添加量が２．０ ｗｔ％を超えると熱間圧延中の加工性が低下するので、２．０ ｗｔ％以下とする。なお、Ｃｕと複合添加する場合には、両者の合計含有量で２．０ ｗｔ％以下とするのが望ましい。
【００２２】
Ｃｕ：２．０ ｗｔ％以下
Ｃｕは、耐食性を一層向上させる効果があり、必要に応じて添加することができる。しかしながら、添加量が２．０ ｗｔ％を超えると熱間圧延中の加工性が低下するので、２．０ ｗｔ％以下とする。なお、Ｍｏと複合添加する場合には、両者の合計含有量で２．０ ｗｔ％以下とするのが望ましい。
【００２３】
なお、Ｐについては言及しなかったが、Ｐは、一般にＰｂ、Ｓｎと同様に熱間割れ性を高め、熱間圧延性および熱延板靭性を低下させるので０．０３ｗｔ％以下とすることが望ましい。
また、本発明鋼板の製造にあたっては、加熱温度：１２５０〜１０５０℃、仕上げ温度：９００ 〜６００ ℃、巻取温度：７００ ℃以下の熱間圧延ののち、８００ 〜１１００℃で焼鈍するのが望ましい。
【００２４】
【実施例】
以下、実施例により本発明を具体的に説明する。
表１に示す化学組成の鋼１〜２２を、容量３０ｋｇの真空溶解炉にて溶製した。得られた小型鋼塊を１２５０℃に加熱したのち、仕上げ温度：７００ ℃、圧延パス数：８パスからなる熱間圧延により、板厚２ｍｍの熱延板を製造した。この熱延板を表２に示す温度にて６０ｓｅｃ 保持の焼鈍を施し、酸洗した。
【００２５】
【表１】
【表２】
得られた熱延焼鈍板について、表面を＃１０００のエメリー紙により研磨して熱延ロール面などの影響を除去した。
この供試材から、圧延方向にＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取し、ｒ値（１５％の引張歪みを与えた後、３点法により測定）を測定した。さらに肌荒れ性の指標としてこの１５％の引張後の試験片について引張方向の表面粗さ（Ｒａ）を調査した。最後にこの試験片を破断まで引っ張り、破断伸び（Ｅｌ．）を測定した。
また、高温疲労特性は図１に示す板状試験片を用いて、試験温度７００ ℃、試験速度１７００回／ 分の曲げモーメントとするシェンク式高温平面曲げ疲労試験機により評価した。試験方法の概要は、図２に示すように、試験片の一端を固定し逆側に繰り返し曲げモーメントを加えることにより疲労試験が行うものである。
図３は、試験結果の一例として、Ｎｏ． ８（発明例）とＮｏ． ６ｂ（比較例）の結果を示したものである。このような試験結果より破損寿命が１０７サイクルとなる応力（１０７疲労限応力、以下単に「疲労限応力」と略記する。）を求めた。上記の方法により、成形加工性（ｒ値、破断伸び）、耐肌荒れ性（Ｒａ）、高温疲労特性（疲労限応力）を評価しこれらの試験結果を表２に示す。
【００２８】
鋼１〜３は１１ｗｔ％Ｃｒベースのものである。ＶとＢの添加量が不足する鋼１を８５０℃で焼鈍したＮｏ． １ａは、焼鈍温度が低く再結晶不足であり、伸び、ｒ値が低かった。焼鈍温度を９００℃に高めたＮｏ． １ｂは、伸び、ｒ値は向上し加工性は満足するものの、表面粗度がＲａ＝７，３と高く、目視によっても激しい肌荒れが確認された。さらに焼鈍温度を９５０℃に高めたＮｏ． １ｃは、耐肌荒れ性が一層劣化するだけでなく、疲労限応力も成形加工性を満足する焼鈍温度で製造したＮｏ． １ｂに対して７．７％低下してしまい高温疲労特性も劣化することがわかる。また、Ｂ添加量が不足する鋼を９００℃で焼鈍したＮｏ． ２は、Ｎｏ． １ｂに対して耐肌荒れ性および高温疲労特性は若干向上するもののその効果は十分ではない。Ｖ添加量が不足するＮｏ． ３も同様である。
【００２９】
鋼６〜１２は、１５Ｃｒ系でＴｉ−Ｎｂ複合添加したものである。Ｖ，Ｂの添加量が不足する鋼６は、９５０℃の焼鈍（Ｎｏ． ６ａ）では再結晶が十分ではなく、伸び，ｒ値が低く、また焼鈍温度を１０００℃（Ｎｏ． ６ｂ）に高めると加工性は向上するものの再結晶粒が粗大化し、耐肌荒れ性および高温疲労特性が劣化する。また、ＶとＢを含有してもＶ／Ｂが低すぎるＮｏ． ７は、耐肌荒れ性、疲労特性ともＮｏ． ６ｂに比して若干の向上は見られるもののその効果は僅かである。
それに対して、鋼６をベースにＶ，Ｂを複合添加した発明例Ｎｏ． ８〜１０はいずれも良い成形加工性を有しつつ、良好な耐肌荒れ性（Ｒａ：３．０ 以下）を示し、さらに良好な高温疲労特性（疲労限応力：９０ＭＰａ以上で、Ｎｏ． ６ｂに対して１１％以上向上）を有していることが分かる。
なお、Ｂを過剰に含む比較例Ｎｏ． １１、Ｖを過剰に含む比較例Ｎｏ． １２はいずれも加工性（伸び、ｒ値）が劣っている。
【００３０】
鋼１３〜２２は、１８Ｃｒ系のものである。Ｖ，Ｂの量が不足するＮｏ． １３は、再結晶粒が粗大化し、耐肌荒れ性および高温疲労特性に劣る。Ｃ量が過剰なＮｏ． １４は常温での成形加工性が劣るばかりでなく、耐肌荒れ性および高温疲労強度も低い。Ｎ量に対してＴｉが不足するＮｏ． １５は耐肌荒れ性に劣る。
それに対し発明例Ｎｏ． １６、１７、１８ａ、１９はいずれも優れた耐肌荒れ性および高温疲労特性を有している。また、より高温の１１００℃で焼鈍した１８ｂも粒成長は抑制されており、１０５０℃で焼鈍した比較例Ｎｏ． １３よりも良好な成形性、耐肌荒れ性、高温疲労特性を示す。この傾向は、さらにＭｏを添加したＮｏ． ２０やＣｕを添加したＮｏ． ２１、ＭｏとＣｕを添加したＮｏ． ２２においても同様である。
【００３１】
【発明の効果】
上述したように、本発明によれば、成形加工性を劣化させることなく、深絞り性 ( ｒ値 ) 、成形加工後の表面の肌荒れや高温振動環境下での高温疲労特性を向上させることが可能となるので、従来高価な冷延鋼板を用いざるを得なかった自動車排気系部材等の用途にも適用可能なフェライト系ステンレス熱延鋼板が提供できる。さらに、本発明によれば、熱延鋼板の焼鈍時における焼鈍温度域が広範囲に許容できるので工業的に容易に製造可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】シェンク式高温平面曲げ疲労試験用板状試験片を示した図である。
【図２】シェンク式高温平面曲げ疲労試験方法の概略を示した図である。
【図３】高温疲労試験による破損寿命と疲労限応力の関係を示したグラフである。
Claims (2)
- Ｃ：0.03wt％以下、Si：2.0wt％以下、
Mn：0.8wt％以下、Ｓ：0.03wt％以下、
Cr：6〜25wt％、Ｎ：0.03wt％以下、
Al：0.3wt％以下、Ti：0.4wt％以下、
Ｖ：0.02〜0.4wt％、Ｂ：0.0002〜0.0050wt％、Nb：0.5wt％以下を含み、かつ下記式：
Ti/48＞Ｎ/14
Ti/48＋Nb/92＞Ｎ/14＋Ｃ/12
Ｖ／Ｂ＞10
を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ｒ値が 1.05 以上であることを特徴とする深絞り性、成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。 - Ｃ：0.03wt％以下、Si：2.0wt％以下、
Mn：0.8wt％以下、Ｓ：0.03wt％以下、
Cr：6〜25wt％、Ｎ：0.03wt％以下、
Al：0.3wt％以下、Ti：0.4wt％以下、
Ｖ：0.02〜0.4wt％、Ｂ：0.0002〜0.0050wt％、Nb：0.5wt％以下を含み、かつ下記式：
Ti/48＞Ｎ/14
Ti/48＋Nb/92＞Ｎ/14＋Ｃ/12
Ｖ／Ｂ＞10
を満たして含有し、さらにCa：0.01wt％以下、Mo：2.0wt％以下、Cu：2.0wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ｒ値が 1.05 以上であることを特徴とする深絞り性、成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36137499A JP3613387B2 (ja) | 1995-06-22 | 1999-12-20 | 成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板 |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7156440A JP3064871B2 (ja) | 1995-06-22 | 1995-06-22 | 成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板 |
| JP36137499A JP3613387B2 (ja) | 1995-06-22 | 1999-12-20 | 成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7156440A Division JP3064871B2 (ja) | 1995-06-22 | 1995-06-22 | 成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000144344A JP2000144344A (ja) | 2000-05-26 |
| JP3613387B2 true JP3613387B2 (ja) | 2005-01-26 |
Family
ID=34196328
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP36137499A Expired - Lifetime JP3613387B2 (ja) | 1995-06-22 | 1999-12-20 | 成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3613387B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AU2001276679A1 (en) | 2000-08-01 | 2002-02-13 | Nisshin Steel Co. Ltd. | Stainless steel fuel tank for automobile |
| KR100762151B1 (ko) | 2001-10-31 | 2007-10-01 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 딥드로잉성 및 내이차가공취성이 우수한 페라이트계스테인리스강판 및 그 제조방법 |
| JP5239642B2 (ja) * | 2008-08-29 | 2013-07-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱疲労特性、高温疲労特性および耐酸化性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
| JP5239645B2 (ja) * | 2008-08-29 | 2013-07-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および耐高温塩害腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
| JP5239643B2 (ja) * | 2008-08-29 | 2013-07-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
| TWI495736B (zh) * | 2012-09-03 | 2015-08-11 | Jfe Steel Corp | 肥粒鐵系不鏽鋼 |
| WO2014097562A1 (ja) | 2012-12-17 | 2014-06-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレス鋼板およびステンレス箔 |
-
1999
- 1999-12-20 JP JP36137499A patent/JP3613387B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000144344A (ja) | 2000-05-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4235077B2 (ja) | 自動車用高強度低比重鋼板とその製造方法 | |
| JP3064871B2 (ja) | 成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板 | |
| CN107835865B (zh) | 铁素体系不锈钢热轧钢板和热轧退火板以及它们的制造方法 | |
| JP5904306B2 (ja) | フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板、その製造方法およびフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板 | |
| JP2933826B2 (ja) | 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 | |
| JP3858770B2 (ja) | 高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2005520054A (ja) | 成形性及び溶接性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP4185425B2 (ja) | 成形性と高温強度・耐高温酸化性・低温靱性とを同時改善したフェライト系鋼板 | |
| JPH05140652A (ja) | 耐食性に優れた低降伏比冷延高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3613387B2 (ja) | 成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板 | |
| JP4374701B2 (ja) | 深絞り性に優れた自動車排気系用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JP4281535B2 (ja) | 耐面歪み性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 | |
| JP4205893B2 (ja) | プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3993831B2 (ja) | 熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板およびその使用方法 | |
| JP2987815B2 (ja) | プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2910497B2 (ja) | 焼付硬化性に優れた加工用冷延鋼板及び表面処理鋼板 | |
| JP2002030346A (ja) | 成形性に優れたＣｒ含有耐熱耐食鋼板の製造方法 | |
| JP2942073B2 (ja) | 高温強度に優れたエキゾースト・マニホールド用フェライト系ステンレス鋼 | |
| JP3420373B2 (ja) | 成形加工性に優れるクロム鋼板 | |
| JP3299287B2 (ja) | 成形加工用高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP3420371B2 (ja) | 成形加工性と耐候性に優れるクロム鋼板 | |
| JP2806121B2 (ja) | 加工性及び材質安定性に優れる高強度溶融亜鉛メッキ鋼材の製造方法 | |
| JP4562281B2 (ja) | 加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 | |
| JP3911075B2 (ja) | 焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法 | |
| JP3508685B2 (ja) | 打ち抜き性と成形性に優れるフェライト系ステンレス冷延鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040914 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20041020 |
|
| R150 | Certificate of patent (=grant) or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071105 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081105 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091105 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101105 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111105 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111105 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121105 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131105 Year of fee payment: 9 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |