JFE 技報 No. 20（2008 年 6 月）p. 72–78

深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
Ferritic Stainless Steel Sheets with Deep Drawability
矢沢 好弘

YAZAWA Yoshihiro

JFE スチール

スチール研究所

ステンレス鋼研究部

主任研究員（課長）・工博

加藤康

KATO Yasushi

JFE スチール

スチール研究所

ステンレス鋼研究部

主任研究員（部長）

宇城

工

UJIRO Takumi

JFE スチール

スチール研究所

ステンレス鋼研究部

主任研究員（部長）・工博

要旨
フェライト鋼の深絞り性向上には，{111} 再結晶集合組織と密接な関係にある r 値（Lankford 値）の向上が有効である。ここでは高加工性フェライト系ステンレス鋼を開発するために r 値を高めることを目的とし，高加工性普通鋼と高 r 値化支配因子を比較する研究を行った。その結果，成分と製造条件の適正化により r 値が 2.2 を超える超深絞り用フェライト系ステンレス鋼の開発に成功した。新しく開発された深絞り性に優れたフェライト
系ステンレス鋼製造技術は，耐食性と深絞り性が要求される用途，たとえば従来 SUS304 や防食を施した高強度普通鋼が用いられていた各種用途への適用が期待される。

Abstract:
The deep drawing property of ferritic steel can be improved by increasing the Lankford value (r-value), which is
closely associated with the {111} recrystallization texture. In order to develop ferritic stainless steel with ultra-highformability, high r-value factors of ferritic stainless steel was investigated as compared with high formability carbon
steel. Based on the results, the high r-value ferritic stainless steel sheets with excellent deep drawability, highr-value of more than 2.2 was developed by optimizing the composition and production process. Newly developed
ferritic stainless steels technique with high formability were expected to applied in a wide range of applications
requiring corrosion resistance and deep drawability, in which SUS304 or painted carbon steel has been used.

減），（2）熱間圧延焼鈍板組織の微細化，（3）熱間圧延焼1. はじめに鈍板（最終冷間圧延前焼鈍板）の {111} 再結晶集合組織の発達，（4）冷間圧延焼鈍板の肌あれを上限とする結晶粒径

フェライト系ステンレス鋼は美観や意匠性に優れた耐食

制御，（5）冷間圧延の圧下率適正化による {111} 再結晶集性材料，高温特性に優れた耐熱材料として建材，厨房，自合組織制御，によりすでに平均 r 値が 2.6 を超えるような動車用途など幅広い分野で使用されてきた。さらに希少元

超高 r 値冷間圧延鋼板が開発されるに至っている

素の Ni を含有せず応力腐食割れ（SCC）が発生しにくい長ライト系ステンレス鋼も高純度化に加え {111} 再結晶集合所が注目され，その適用範囲が拡大している

1,2）

。しかし，

従来のフェライト系ステンレス鋼はオーステナイト系ステ

6,7）

。フェ

組織を制御する製造条件の適正化により，r 値が改善する
ことが知られている

8,9）。しかし，フェライト系ステンレス

ンレス鋼に比べ伸びが低く，成型の自由度が小さいため，

鋼には Cr が十数パーセント含有されているため，集合組

加工性の点から適用範囲が限定されていた。

織制御技術にはいまだ不明な点が残されており，十分な研

フェライト系ステンレス鋼と同じ体心立方構造（Body-

究がなされているとはいいがたい。

centered cubic）を 有 す る 普 通 鋼（IF 鋼：interstitial free

本論文ではフェライト系ステンレス鋼の深絞り性向上

steel） の 加 工 性 改 善 に は， 集 合 組 織 制 御 に よ る 高 r（高 r 値化）を目的とし，高加工性普通鋼で知られている高3）（Lankford ）値化により深絞り性を向上する手法が有効で
ある

4,5）

。普通鋼では，（1）鋼の高純度化（主に固溶炭素低r 値化支配因子をフェライト系ステンレス鋼のそれと対比した研究を行い，フェライト系ステンレス鋼のさらなる高 r
値化の指針を明らかにすることを目的とした。あわせて，2008 年 1 月 15 日受付

開発技術を適用した超高 r 値フェライト系ステンレス鋼の− 72 −

深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板

より大きくなり，サイズ効果でその後の成長過程において

各種機械的特性を紹介する。

優先的に他の結晶粒を蚕食して成長する。その結果，結晶

2. 集合組織制御による高 r 値化技術

粒成長にともない r 値が高くなる。冷間圧延焼鈍板の結晶
粒径が大きいほど {111} 結晶粒の発達に有利であるが，結高加工性フェライト系ステンレス鋼を開発するために精晶粒径が約 50 µm を超えるといわゆる肌あれ（オレンジ錬から鋳造，熱間圧延，冷間圧延工程に至るまでの一貫しピール）が発生するため，その値を上限とした冷間圧延焼た {111} 再結晶集合組織制御に関する研究を行った。各製

鈍板の結晶粒径制御を行った。フェライト単相鋼は Ac3（α造プロセスの適用原理は下記のとおりである。

→ γ）変態がないので肌あれを上限として最終冷間圧延板焼2.1鈍の制御範囲が広く集合組織制御の効果を最大限に享受で鋼の高純度化（鋼中の固溶炭素低減）

きる。

鋼中の固溶炭素は {111} 集合組織形成を阻害する。炭素
含有量を極力低減するため，SS-VOD（強攪拌真空脱炭）

3. 実験方法

法を用い，鋼中の固溶炭素含有量を制御した。さらに炭化物として固溶炭素を低減することを目的とし，Ti を適量添

表 1 に供試材の化学組成を示す。Steel A，B は Ti 添加加した。ステンレス鋼は Cr を十数パーセント含有している

高純度フェライト系ステンレス鋼。Steel C は Ti 添加の高ため，普通鋼に比べ真空精錬に加え Ti，Nb を適量添加し加工性普通鋼（IF 鋼）である。

たとしても {111} 集合組織形成を阻害する固溶炭素を低減

これら鋼はいずれも精錬により鋼中の炭素，窒素を極力することが難しい。そこでスラブ加熱，熱間圧延，焼鈍工低減することに加え，Ti を添加することで鋼中の固溶炭素，程などにおける析出物制御が重要となる。各製造工程にお窒素を炭窒化物として固定し，加工性を向上させた成分系

いて析出物の析出挙動と再結晶挙動との関係を明確化し，である。表 1 に示した化学組成のスラブに対し，加熱，熱固溶炭素の低減を行った。

間圧延，熱間圧延板焼鈍，冷間圧延，再結晶のための冷間2.2

圧延板焼鈍を行った。{111} 再結晶集合組織制御を考慮し熱間圧延（最終冷間圧延前）焼鈍板組織の微細化た種々な製造条件の適正化により，平均 r 値が 1.8〜2.7，
板厚が 0.8 mm の冷間圧延焼鈍板を作製し，特性を評価し最終冷間圧延焼鈍板の {111} 再結晶集合組織は熱間圧延，圧延垂直た。引張り試験（JIS Z 2241）は圧延方向（r 0）焼鈍板組織の結晶粒径と密接な関係にある。すなわち，熱方向（r 90），圧延方向に対して 45˚ 方向（r45）の各方向から間圧延焼鈍板の結晶粒径が小さいほど冷間圧延焼鈍板のJIS 13 号 B 試験片を採取し，降伏応力（YS），引張り強さ{111} 再結晶集合組織発達が著しい。熱間圧延において圧（TS），伸び（El），r 値（15％），n 値（5％〜15％）を測定

下率の向上に加え低温で圧延を施すことにより，既存の熱した。再結晶集合組織測定用の試料は，1/2 厚を湿式 600

間圧延鋼板に比べ多くのひずみを与えることができる。そ番研磨後，化学研磨で表面の残留応力を除去後試験に供しの結果，再結晶が容易に起こり熱間圧延鋼板の低温焼鈍がた。Ⅹ線回折（Schultz 法）により正極点図（pole figure）

可能になるため，炭化物（TiC）の再固溶が抑制され固溶炭を 5˚ 間隔で測定し，測定した 3 つの極点図（{110}，{200}，

素の低減が図られる。さらに多くのひずみを付与すること{211}）より 3 次 元 結晶方 位 分 布関数（ODF：orientation

により微細な熱間圧延板組織が得られるため，熱間圧延焼distribution function）を求めた。冷間圧延板の深絞り成形

鈍板中の {111} 再結晶集合組織が発達する。

性は，限界絞り比（LDR：limit drawing ratio）により評価

2.3

した。組織観察は，光学顕微鏡を用い，熱間圧延，冷間圧

冷間圧延圧下率の適性化

延の各工程における鋼板の断面組織を観察し結晶粒度

冷間圧延の圧下率を高めることにより，不均一変形領域（JIS G 0552）を求めた。ひずみ付与後の内部組織を透過型（結晶粒界近傍，粒内の変形帯）が増加し，主として転位

電 子 顕 微 鏡（TEM：transmission electron micrographs）

密度の増大による蓄積エネルギーの増大がはかられ，再結観察するため，冷間圧延板の圧延長手方向から採取した晶核生成サイトが増加する。そこで冷間圧延の圧下率と圧下配分の適性化を行った。Ti 添加フェライト系ステンレス

表1

鋼の場合 85％近傍に最大 r 値を示す最適圧下率が認められTable 1

供試材の化学組成

Chemical composition of specimens(mass%)

る。
Steel

C

Cr

Mo

N

Ti

Fe

A

0.004

18.0

1.2

0.007

0.22

bal.

{111} 結晶粒が再結晶の初期に生成する事実から，{111}

B

0.005

11.0

—

0.007

0.20

bal.

結晶粒は再結晶終了時までに他の結晶方位を有する結晶粒

C

0.002

—

—

0.003

0.07

bal.

2.4

冷間圧延板焼鈍時の粒成長− 73 −

JFE 技報 No. 20（2008 年 6 月）

深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板

JIS 5 号試験片を常温で圧延方向に 10％引張り変形した。

11mass％Cr 鋼に比べ {111} への集積量が低いが到達 r 値が

加 工 後 の 試 料 か ら ク ロ ム 酸 酢 酸（500 mlCH3COOH⫹

高い。この結果はフェライト鋼の Cr 添加は高 r 値化に有利

20 mlH2O⫹100 gCrO3）電解液を用いた twin-jet 法により薄であること，さらに r 値は {111} 集積量のみで説明できな

膜 試 料を作 製し，Beam//<111>α 方向から転 位の形 態をいことを示唆している。

TEM 観察した。

r 値は {111} 集積量のみと対応があるわけではないので，
平均 r 値が 2.6 の Steel A，Steel C 冷間圧延焼鈍板について

4. 実験結果

Ⅹ線回折により正極点図を測定し，得られた 2 次元の極点
図から ODF を求め，集合組織を比較した。図 2 に φ2 ⫽ 45˚

図 1 に平均 r 値が 1.8〜2.7 の冷間圧延焼鈍板について測断面における ODF の 2 次元強度分布（Bunge のオイラー

定した平均 r 値と {111} 集積量の関係を示す。縦軸は平均 r角表記）を示す。図中の数字はランダム方位との強度比，値，横軸はランダム方位強度比で示した {111} 集積量であ

実線は r 値向上に有利な γ-fiber を示している。γ-fiber とはる。なお，平均 r 値が 1.0 の時の集合組織はランダム方位<111> 方向が圧延方向に平行な（ND//<111>）繊維状集合となるため直線と破線の始点は (1.0，1.0) となる。図 1 か組織であり，φ ⫽ 54.7˚ に位置する。Steel A は Steel C に比らいずれの鋼も平均 r 値と {111} 集積量の間には正の相関

べ {111} およびその近傍の集合組織発達が乏しいにもかかがあるが，Cr 含有フェライト系ステンレス鋼の Steel A，B

わらず到達 r 値が高い。
図 3 に平均 r 値が 1.9，2.3，2.6 の Steel A について求めは Steel C に比べ {111} への集積量が低いにもかかわらず到

た ODF（φ2 ⫽ 45˚ 断面）を示す。フェライト系ステンレス

達 r 値が高い。
またその傾向は Cr 量に依存しており，18mass％Cr 鋼は

(A)
Ψ1
φ
10 20 30 40 50 60 70 80 90
010α-fiber
2030
γ-fiber
40
10
50
20
60
70
80
90

Average r-value

3.00

2.50

2.00
Steel A
Steel B
Steel C

1.50
1.00

(B)
Ψ1
φ
10 20 30 40 50 60 70 80 90
010α-fiber
2030
γ-fiber
40
10
50
20
30
20
60 30
70
80
90

{111}<110>
0

5
10
15
20 25
{111} intensity (x random)30{111}<112>(A) Fe-18mass%Cr-1.2mass%Mo-Ti steel (Steel A),(B) Fe-0.073mass%Ti-0.0016mass%Nb (Steel C)

冷間圧延焼鈍板の {111} 集積量と平均 r 値の関係

図2

Fig. 1 Relationship between {111} intensity and measured
average r-value of final annealing sheetsφ2 ⫽ 45˚ 断面における ODF の 2 次元強度分布（Bungeのオイラー角表記）

Fig. 2ODFs (φ2⫽45˚ cross section) of final annealing sheetswith average r-value of 2.6

図1

(A)

Ψ1
φ

0
10
20

(B)

Ψ1

10 20 30 40 50 60 70 80 90 φ010α-fiber

2030

10 20 30 40 50 60 70 80 90 φ

40

0
10

α-fiber

2030
γ-fiber

50

60

60

70

70

70

80

80

80

90

90

10

α-fiberγ-fiber

40

50

60

10 20 30 40 50 60 70 80 90

30
γ-fiber

40

50

(C)

Ψ1

10
20

90
{111}<110>{111}<112>(A) r-value ⫽ 1.9, (B) r-value ⫽ 2.3, (C) r-value ⫽ 2.6
図3
Fig. 3

φ2 ⫽ 45˚ 断面における ODF の 2 次元強度分布（Bunge のオイラー角表記）

ODFs (φ2⫽45˚ cross section) for the three specimens of Fe-18mass%Cr-1.2mass%Mo-Ti steel (Steel A) with different r-value

JFE 技報 No. 20（2008 年 6 月）

− 74 −

深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板{111} intensity (x random)

30
25
20

Steel C

15
10

Steel A

5
0

0.1
0.2
0.3
{100} intensity (x random)

0.4
100 µm

図4

平均 r 値 2.6 の冷間圧延焼鈍板（鋼 A，C）について測定した {111} 集積量と {100} 集積量の関係

写真 1

Fe-18mass%Cr-1.2mass%Mo-Ti 鋼（鋼 A）に観察された双晶の光学顕微鏡写真

Fig. 4

Relationship between the measured {111} intensity andthe {100} intensity of final annealing sheets (Steel A, C)
with average r-values of 2.6

Photo 1

Optical micrograph of twin crystals in Fe-18mass%Cr1.2mass%Mo-Ti steel (Steel A)

鋼も普通鋼同様，{111} およびその近傍の再結晶集合組織

Fe に Cr を添加することで双晶の形成が促進されることを発達させることで高 r 値化する。一方，{100} 再結晶集合

から，Cr がフェライト系ステンレス鋼の積層欠陥エネル

組織（α-fiber）は r 値向上を阻害することが知られていギー（SFE：stacking-fault energy）を低下させると考える

7,10）。図 4 に r 値 2.6 の冷間圧延焼鈍板の {111} 集積量とと，Cr 添加により拡張転位の幅が増加，交差すべりがおき{100} 集積量の関係を示す。Steel A と Steel C を比較するとにくくなり，{112}<111> すべり系が抑制されたと考えられ{100} 集積量は Steel A の方が高い。{111}/{100} 集積比（まる。

る

たは ln{111}/{100}）と r 値の傾きを比べると図 1 以上にそ

写真 2 に圧延方向に 10％引張りひずみを与えた試料について Beam//<111>α から転位の形態を TEM 観察した結果の差が広がることになる。
以上の実験結果は，Cr 含有フェライト鋼は普通鋼に比べ，を示す。Steel A では転位の絡み合いが少なく直線的な配列{111} 再結晶集合組織およびその近傍への集合組織の発達を示している。一方，Steel C では転位が多く絡み合いセルが乏しいにもかかわらず到達 r 値が高いことを示している。

が形成される傾向にある。内部組織の観察結果はいずれも普通鋼に比べフェライト系ステンレス鋼はすべりが規制さ

5. 考察
5.1

れやすい特徴を持つことを示している。
すべり系の規制が BCC 金属の r 値に及ぼす影響につい{111} 再結晶集合組織に及ぼす Cr の影響てはいまだ十分な研究はなされていない。井上

11）

は同じ

フェライト系ステンレス鋼と普通鋼の比較研究から r 値

ODF デ ー タ を も と に さ ま ざ ま な 拘 束 条 件 を 規 定 し，と {111} 再結晶集合組織の関係は Cr の影響を受け，Cr が{110}<110> と {112}<111> の両方のすべり系が活動した場合

高 r 値化に有利に作用する可能性が示された。以下，そのと {110}<110> のみのすべり系が活動した場合について r 値

機構を考察した。

を計算した。計算結果は種々な拘束条件において，いずれ

置換型原子の Cr 原子により BCC 金属のすべり系の一部

も {110}<110> のみのすべり系が活動したと仮定した方が高が制限され，特定なすべり系のみが活動した結果，Cr 添加

い r 値を示している。Cr が BCC 金属中のすべり系の一部

が高 r 値化に有利に作用すると考えた。
体心立方構造（BCC）を有するフェライト系ステンレス
鋼では，Fe 原子とほぼ同じ原子半径を有する Cr 原子が

(a)

(b)

10〜30％の割合で Fe 原子と置換した状態になっている。
体心立方構造のフェライト鋼は面心立方構造 (FCC) を有す
るオーステナイト鋼に比べ，原子密度が際立って高い面はないため複数のすべり系が活動する。これらすべり系の一部が置換型原子の Cr の存在により規制されれば，同一集合組織であっても特定方向への変形が容易になり，r 値が向上すると考える。すべり系が規制された傍証として Feに Cr を添加することで双晶（twin）の形成が促進される事実があげられる。

4 µm

4 µm

(A) Fe-18mass%Cr-1.2mass%Mo-Ti steel (Steel A),(B) Fe-0.073mass%Ti-0.0016mass%Nb (Steel C)
写真 2 10％引張りひずみ付与後の冷間圧延焼鈍板 TEM 組織
観察
Photo 2

写真 1 に Steel A に観察された双晶を示す。
− 75 −TEM micrographs of final annealing sheets after 10%
tensile strain
JFE 技報 No. 20（2008 年 6 月）

深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板

を規制し高 r 値化に寄与したと考えると Cr 含有フェライト

微細粒組織を得るには I を大きくするか G を小さくすれ鋼は {111} 再結晶集合組織の発達が乏しいのもかかわらず，

ばよく，そのためには，（1）核生成サイト密度の増大（I を普通鋼に匹敵する高 r 値が得られたことが説明できる。

大きくする），（2）駆動力（∆Gv）の増大（I を大きくす

Fe-Cr 合金において特定のすべり系を抑制するもうひと

る），（3）界面の易動度 (M) の減少（G を小さくする）な
17)

つの可能性として，Cr 原子が特定な原子位置に入る傾向にどの手法が考えられるあることがあげられる。特定なサイトに Cr 原子が集中しや（結晶粒界近傍，粒内の変形帯，比較的大きな第二相近傍）

すい理由は，結晶の弾性ひずみが等方的ではなく異方性がの増加，（2）に関しては蓄積エネルギーの増大（主としてあるからといえる。Fe(BCC) の場合，弾性定数は {100} ⬍転位密度の増大），（3）に関しては固溶原子による solute{110} ⬍ {111} である

12）ことから弾性定数の小さい {100} にそって濃度の分解が起こりやすいことが推察できる。Fe-Cr。
（1）に関しては不均一変形領域

drug 効果，析出物（介在物）による pinning 効果があげられる。

鋼で特定な原子位置に Cr 原子が集中する事例として Fe 原

Ti 添加高純度フェライト系ステンレス鋼の製造工程と対

子 と Cr 原 子 が そ れ ぞ れ 相 分 離 す る ス ピ ノ ー ダ ル 分 解

比してみると，（1）に関しては大ひずみ制御熱間圧延（低13）温かつ高圧下率）による核生成サイト増大，（2）に関して（spinodal decomposition）があげられる。美馬，山口ら

は Fe-Cr 合金を時効すると {100} 面に Cr の濃化領域が板状

は冷間圧延率適性化による蓄積エネルギー（駆動力）の増に形成されその結果，すべり変形を抑制し双晶変形を起こ

大，（3）については，熱間圧延板または熱間圧延焼鈍板中すことを示している。このように Cr 原子が BCC 単位胞のに析出した各種析出物の pinning 効果，これらをうまく組

特定サイトに入りやすい現象もすべり系の制限に影響を与み合わせることにより粒成長を抑制し，効率よく熱間圧延える一因と考える。

5.2

焼鈍板組織の微細化がはかられるといえる。溶解度積から明らかなように C，N の低減は析出物の形成温度を低下さ

フェライト系ステンレス鋼の高 r 値化指針

せサイズを小さくする。また，熱間圧延ひずみによって炭

熱間圧延板が低温で再結晶し，熱間圧延板中の炭化物の化物の安定性が低下するため，析出物は熱間圧延後比較的再固溶が抑制（固溶炭素量が低減）されるとともに，その粗大なサイズで存在させ，焼鈍初期に部分的な溶体化を防組織が微細化されれば，冷間圧延焼鈍板の {111} 再結晶集

止することが必要になる。フェライト系ステンレス鋼の高合組織が発達し，機械的特性が改善される。ここでは，再加工性化には「凝固から始まる一貫した析出物制御」が重結晶による組織微細化手法を検討した。再結晶を利用した要といえる

19,20）。

組織の微細化には再結晶後の組織の微細化およびその後の粒成長抑制が重要な役割を果たすと考えられている

14)

。再

6. 開発鋼の基礎特性

結晶完了直後の結晶粒径は再結晶粒の核生成速度（I）と成
図 5 に冷間圧延鋼板の強度 (TS) と平均 r 値の関係を示

長速度 (G) によって決まる。
たとえば，反 応率 (X) と保 持時間 (t) が Johnson-MehlAvrami の式

15,16)に従い，ある一定温度において球形の核が均一核生成し，I と G が t に対して一定であると仮定す
ると，(1) 式が成立する

17)す。高加工性普通鋼（TS：270 MPa）ではすでに r 値が 2.6を上回る鋼板が実用化されている。しかし普通鋼の r 値は高強度化にともない低下する。たとえば 270 MPa 級普通鋼の r 値は 2.6 程度であるが，460 MPa 級の高張力鋼板にな。

ると r 値は 2.0 程度になる。一方，開発技術を適用した
π
3 4
X ⫽ 1 ⫺ exp(⫺—IG t ) ……………………… (1)
3
3.5
3.0

径（d）は (2) 式で示される

18)

。

G 1/4
d ⫽ 0.91(—) ………………………………… (2)I

Average r-value

反応が (1) 式に従って進む場合，反応完了直後の平均粒子

2.5
2.0
1.5
1.0

なお，フェライト単相鋼の場合，再結晶前後で組成や構

0.5
250

造の変化がないので成長速度 (G) は界面の易動度 (M) と再結晶の駆動力（∆Gv）の積，(3) 式で示される。

図5

G ⫽ M · ∆Gv …………………………………… (3)JFE 技報 No. 20（2008 年 6 月）

− 76 −High formablecarbon steel Newly developed steel(18Cr-1.5Mo-Ti)

Conventional steel(18Cr-1.5Mo-Ti)
SUS430 SUS304(16Cr) (18Cr-8Ni)
350
450
550
650
Tensile strength (MPa)

冷間圧延鋼板の強度（TS）と平均 r 値の関係

Fig. 5 Relationship between average r-value and TS of coldrolled sheets (sheet thickness: 0.8 mm)

深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板

表2
Table 2従来鋼と開発鋼の機械的特性の比較

Comparison of mechanical properties of developed steels with new production process and conventional process in Fe18mass%Cr-1.5mass%Mo-Ti steel
0.2% Proof strength (MPa)Tensile strength (MPa)Elongation (%)

Vickers hardness

Average r-value

n-value

Developed steel

311

460

34.2

153

2.6

0.23

Conventional steel

328

485

33.0

160

1.5

0.23

Sheet thickness: 0.8 mm

r-value⫽2.6

r-value⫽2.0

r-value⫽1.0

460 MPa Ferritic
440 MPa
SUS304 Austenitic
stainless steel
carbon steel
stainless steel(LDR⫽2.39)(LDR⫽2.24)(LDR⫽1.96)
写真 3 限界絞り比（LDR）で評価した深絞り性の比較
Photo 3

写真 4

開発技術を適用した深絞り性に優れたフェライト
系ステンレス鋼板の成形例

Photo 4 Prototype fuel tank made of newly developed Fe-18
mass%Cr-1.5 mass%Mo-Ti ferritic stainless steel(Laser-welded, 700 mm ⫻ 500 mm ⫻ 120 mm,
0.8 mmt)Comparison of appearance after deep drawing test inlimit drawing ratio (LDR) test (Test conditions; Sheet
thickness: 0.8 mm, Punch: 33 mmφ, Blank holding
force: 1.0 t)

SUS436L（Fe-18mass%Cr-1.5mass%Mo-Ti 鋼 ）では，2.2〜

さらに開発技術適用鋼の特性を調べ以下の結論を得た。

2.6 の高 r 値化を達成した。同一強度 (TS) で比較すると（1）フェライト系ステンレス鋼と普通鋼はいずれも {111}フェライト系ステンレス鋼の到達 r 値は，高張力普通鋼の集積量の増加にともない r 値は高い値を示す。ただし，それを超過する。

フェライト系ステンレス鋼は Ti 系 IF 普通鋼に比べ，これらの結果は，Cr が強度と r 値の両方の特性向上に寄{111} およびその近傍への再結晶集合組織の発達が乏与することを示している。写真 3 に限界絞り比 (LDR) で評しいにもかかわらず到達 r 値が高い。体心立方構造を価した深絞り性に及ぼす r 値の影響を示す。r 値を飛躍的有するフェライト系ステンレス鋼は置換型原子であるに高めた 460 MPa 級フェライト系ステンレス鋼は 440 MPa

Cr を多く含有するため，すべり系が制限され高 r 値が級高張力普通鋼より深く絞れており，優れた深絞り加工性得られた可能性がある。

を示すことが確認された。表 2 に従来鋼と開発鋼の機械的（2）フェライト単相鋼になりやすい高純度フェライト系ス特性の代表値を示す。開発鋼は従来鋼に比べ r 値に加え延テンレス鋼の材質改善には，再結晶挙動と析出物およ性も改善されている。写真 4 に開発技術を適用した深絞り

びその析出挙動（形態，密度，分布）を詳細に把握し，性に優れたフェライト系ステンレス鋼の成形例を示す。

それらと鋼板特性の関係を明確化した上で，凝固から供 試 材 に は 平 均 r 値 が 2.4 の SUS436L（Fe-18mass%Cr-

始まる一貫した析出物形態制御が重要となる。

1.5mass%Mo-Ti 鋼）を用いた。

（3） 成分調整に加え精錬から鋳造，熱間圧延，冷間圧延に既存のフェライト系ステンレス鋼板では加工が困難で至るまでの一貫した集合組織制御技術開発を行い，あった写真 4 のような複雑な深絞り形状への成形が可能と

SUS436L（Fe-18mass%Cr-1.5mass%Mo-Ti 鋼 ） で r 値なった。フェライト系ステンレス鋼の深絞り性が改善されを 2.2〜2.6 まで飛躍的に高めた深絞り性に優れたフェ

る こ と で 設 計 の 自 由 度， 適 用 範 囲 の 拡 大 が 期 待 さ れ

ライト系ステンレス鋼の開発に成功した。

る

21,22)。

（4） 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造技
術は，フェライト系ステンレス鋼の設計の自由度，適7. おわりに

用範囲の拡大に寄与し，耐食性と深絞り性を要求される用途，たとえば従来 SUS304 や防食を施した高強度

深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼の開発を目的とし {111} 再結晶集合組織制御に関する研究を行った。
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普通鋼が用いられていた各種用途への適用拡大に寄与することが期待される。
JFE 技報 No. 20（2008 年 6 月）

深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板

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JFE 技報 No. 20（2008 年 6 月）

矢沢 好弘

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加藤康

宇城工