JP2008291282A

JP2008291282A - 形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法

Info

Publication number: JP2008291282A
Application number: JP2007135088A
Authority: JP
Inventors: Ken Kimura; 謙木村; Junichi Hamada; 純一濱田; Haruhiko Kajimura; 治彦梶村
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2007-05-22
Filing date: 2007-05-22
Publication date: 2008-12-04
Anticipated expiration: 2027-05-22
Also published as: JP4949124B2

Abstract

【課題】高強度鋼板を広く適用する際の障害となっていた形状凍結性の課題を解決しうる、形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２００％、Ｓｉ：０．０１〜３．００％、Ｍｎ：０．０１〜１０．００％、Ｐ：０．０５０％未満、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：１１．０〜３０．０％、Ｎｉ：０．０３〜１０．００％、Ｎ：０．００１〜０．３００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、かつ、室温における金属組織のオーステナイト相率が５％以上８０％未満を有し、残部金属組織がフェライト相または加工誘起マルテンサイト相もしくは不可避的析出相からなり、引張強さが５００ＭＰａ以上、圧延方向と平行方向のｒ値ｒ_０及び圧延方向と垂直方向のｒ値ｒ_９０がともに０．５以下であることを特徴とする。また、熱延板および冷延板焼鈍条件を規定した製造方法。
【選択図】図３

Description

本発明は、強度や衝撃吸収性能が必要な構造用部材、特に自動車、バスのフロントサイドメンバー、ピラー、バンパーなどの衝撃吸収部材並びに足回り部材、鉄道車両の車体、自転車のリムなどの構造部材に用いられる形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法の発明に関するものである。

近年、環境問題の観点から、自動車、二輪車、バス、鉄道車両などの輸送機器の燃費向上が必須課題になってきている。その解決手段の一つとして、車体の軽量化が積極的に推進されている。車体の軽量化は、部材を形成する素材の軽量化、具体的には素材板厚の薄手化によるものが大きいが、単に素材板厚を薄くしただけでは衝突安全性能が低下する。このため、衝突安全性向上対策として部材を構成する材料の高強度化が進んでおり、高強度鋼板が自動車の衝撃吸収部材に適用されている。高強度鋼板としては金属組織を複相組織としたＤＰ（ＤｕａｌＰｈａｓｅ）鋼やＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄＰｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼などがある。これらの鋼種はいずれも文献１にあるように固溶強化鋼や析出強化鋼に比べて優れた衝撃吸収特性を有することが確認されている。

一方、上記のような高強度鋼板を部材に成形する場合には曲げ成形や深絞り成形が施されるが、このときに強度が高いほど成形後の戻り（以降、スプリングバック）が大きいために所定の形状を得ることが困難であり、これが高強度鋼板を使用する上での大きな課題となっている。高強度鋼板においてスプリングバックを低減する方法については、特許文献１や特許文献２がある。特許文献１では鋼組成及び製造方法によってスプリングバックを小さくした高強度鋼板及びそれを成形する際にクリアランスや樹脂シートなどを適正化することでスプリングバックを低減する成形方法が記載されている。特許文献２及び特許文献３では鋼組成及び製造方法を規定することで製品の集合組織を制御して形状凍結性を向上させる手法が記載されている。しかし、特許文献１〜３に記載されている方法では形状凍結性が不十分であった。特に特許文献２，３のように圧延方向のｒ値及び圧延方向と直角方向のｒ値のどちらか片方のみのｒ値を規定するだけでは、場合によっては、サンプルの板取り方向が規制されて成形時の自由度が低下し、また、ｒ値にして０．７以下では形状凍結性としては不十分であった。
日本塑性加工学会第２２８回塑性加工シンポジウム（２００４）、ｐ１５特開平７−２６８４８４号公報特開２００２−９７５４５号公報特開２００４−１３１７５４号公報

鋼板自体に良好な形状凍結性を付与する方法はあったがその改善効果が十分ではなく、高強度鋼板を適用する際の障害となっていた。この様な背景を鑑み、本発明は成形時の自由度が高く、形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決するために、本発明者らは鋼組成及び製造方法を検討した結果、形状凍結性に優れた高強度ステンレス鋼板を製造するにいたった。通常、形状凍結性は引張強さが高いほど劣化する傾向にある。種々の引張強さを有する板厚２．０ｍｍのステンレス鋼板及び炭素鋼板を下記条件にてハット曲げ成形試験を実施し、図１に例を示したハットサンプルを作製した。

なお、ここでは便宜上、ハット曲げ成形試験前の試験片をハット曲げ試験片、ハット曲げ成形試験後の試験片をハットサンプルと呼んで区別する。
ハット曲げ試験片のサイズ：５０ｍｍ×２６０ｍｍ
ポンチ：角型、幅８０ｍｍ、肩Ｒ５ｍｍ、
ダイス：角型、幅８５ｍｍ、肩Ｒ５ｍｍ
しわ押さえ力：６トン
成形高さ：７０ｍｍ
潤滑油：ＪＩＳＫ２２４６相当の潤滑油型防錆油であって、ＳＡＥ−３０相当の粘度を持つ精選鉱油を両面塗布
得られたハットサンプルの形状を３次元形状測定機を用いて測定し、点ａ，ｂ，ｃより縦壁部の湾曲を「壁反り量：１／ρ」として測定した。点ｂはサンプルのハットつば部を結んだ線を底辺としたときの全高さの１／２に相当する位置であり、点ａ及びｃは、それぞれ点ｂより２０ｍｍ上または下に位置する。壁反り量は、点ａ，ｂ，ｃを通る円の半径（ｍｍ）の逆数であり、その値が小さいほど形状凍結性が良好であることを示す。

引張試験片とハット曲げ試験片の長手方向が、圧延方向に対し、平行方向および垂直方向になるように、同じ板素材から２方向、引張試験片とハット曲げ試験片を各３枚ずつ採取し、引張試験（ｒ値測定）とハット曲げ成形試験を実施し、それぞれの試験片３枚ずつの平均値をデータとした。なお、引張り試験片とハット曲げ成形試験片の長手方向が互いに平行になる試験片どうしのｒ値と壁反り量１／ρを対応付けて評価した。上記の条件で得られた壁反り量１／ρは、特別な組織制御をしていない通常の約１．０のｒ値（ｒ値＝１．０±０．２）を有する市販の普通鋼またはフェライト系もしくはオーステナイト系ステンレス鋼板においては、引張強さと良い相関を持ち、図２の点線で示される１／ρ＝７．７５×１０^−６［ＴＳ］で近似的に表すことができることがわかった。ここで、［ＴＳ］は引張り強さ（Ｎ／ｍｍ^２）である。すなわち、ｒ値が約１．０の材料では形状凍結性は引張強さによって決定される。一方、本発明のようにステンレス鋼板の中で成分及び製造方法の工夫により圧延方向及び圧延と垂直方向の両方のｒ値を０．５以下と低減したステンレス鋼では、図２中の黒三角で表されるデータのように１／ρを著しく低くすることができる。形状凍結性の指標である１／ρが、ｒ値約１．０の通常材に比べて３０％以上低減できればハット曲げ成形時の形状凍結性不良による不合格品の発生および、それにともなう生産性低下を大幅に抑制でき、その効果が端的に現れることがわかった。例えば、不合格品の発生率が１/１０以下となる。このため、１／ρの目標を通常材よりも３０％以上低減した図中の実線より下側とすることを目標とした。

さらに別の試験で、熱間圧延および冷間圧延後の焼鈍温度および焼鈍時間を制御することで、ステンレス鋼の集合組織を制御してｒ値を変化させ、壁反り量１／ρの変化との関係を調査した。すなわち、焼鈍温度を１０５０℃以上とすることで、フェライト相中の（１１１）面が板面にほぼ平行となる集合組織の発達によりｒ値が上昇し、逆に、焼鈍温度を１０５０℃未満とすることでフェライト相中の（１１１）面が板面にほぼ平行となる集合組織の発達を抑えることでｒ値を低くすることができる。１０５０℃以上では焼鈍時間を長くするほど前記集合組織が発達し、ｒ値は上昇し、ある焼鈍時間以上ではｒ値の上昇は飽和する。この結果、壁反り量はｒ値と良い相関を持つことも明らかとなった。引張強さが約９００ＭＰａ級（８５０〜９５０ＭＰａ）のステンレス鋼板において成分および熱延板焼鈍および冷延板焼鈍条件をを変化させて製品板を作製し、前記条件で圧延方向と平行方向及び垂直方向にハット曲げ成形試験を実施した後、壁反り量を測定した。ｒ値と壁反り量の相関を図３に示す。ｒ値が０．５よりも高いの場合には壁反り量は図中の点線で示すように（１）式にほぼ従うが、ｒ値が０．５以下となると、１／ρが急激に低下することが分かる。したがって、ｒ値を０．５以下とすることで、飛躍的に良好な形状凍結性が得られる。また、このｒ値は、板製造時の圧延方向および、それとは垂直方向おいて０．５以下とすることで、板取り方向が規制されず、成形時の自由度高くなる。

本発明の趣旨とするところは、特許請求の範囲に記載した通りの下記内容である。
（１）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２００％、Ｓｉ：０．０１〜３．００％、Ｍｎ：０．０１〜１０．００％、Ｐ：０．０５０％未満、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：１１．０〜３０．０％、Ｎｉ：０．０３〜１０．００％、Ｎ：０．００１〜０．３００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、かつ、室温における金属組織のオーステナイト相率が５％以上８０％未満を有し、残部金属組織がフェライト相または加工誘起マルテンサイト相もしくは不可避的析出相からなり、引張強さが５００ＭＰａ以上、圧延方向と平行方向のｒ値ｒ_０及び圧延方向と垂直方向のｒ値ｒ_９０がともに０．５以下であることを特徴とする、形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板。
（２）質量％で、Ｃｕ：０．１０〜５．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｗ：０．１０〜５．００％、Ｖ：０．１０〜５．００％のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする、前記（１）に記載の形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板。
（３）質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．５００％、Ｎｂ：０．００５〜０．５００％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板。
（４）質量％で、Ａｌ：０．００３〜０．５００％、Ｍｇ：０．００００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．００００１〜０．００５０％のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする、前記（１）乃至（３）のいずれか一項に記載の形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板。
（５）前記（１）乃至（４）のいずれか一項に記載のステンレス鋼板を製造するに際し、熱間圧延後に最高到達温度９００〜１０５０℃で保持時間が１〜６００ｓの熱処理を施した後の冷却過程において９００℃から６００℃の範囲における平均冷却速度を５℃／ｓ以上として冷却した後に圧延率３０％以上９０％未満の冷間圧延を実施し、しかる後に最高到達温度９００〜１０５０℃で保持時間が１〜６００ｓの熱処理を施した後の冷却過程において９００℃から６００℃の範囲における平均冷却速度を５℃／ｓ以上として冷却することを特徴とする、形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板の製造方法。

本発明によれば、形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法を提供でき、自動車等の軽量化、環境への負荷軽減などへの貢献が大きく、産業上有用な著しい効果を奏する。

まず、本願発明の限定理由について説明する。
金属組織：室温における金属組織のオーステナイト相率が５％以上で８０％未満であることを特徴とする高強度複相ステンレス鋼板とした。

オーステナイト相、フェライト相または加工誘起マルテンサイト相からなる複相ステンレス鋼板は、需要家の要求特性に応じて、成分調整によって、容易にそれぞれの相率を適宜制御することで対応でき、強度、延性、靭性、衝撃吸収性能、耐食性、リサイクル性に優れているため、本発明の目的に合致しているためである。

なお、それぞれの相率の制御は、Ｎ量が０．０６質量％程度までの場合は、シェフラー組織図（ＳｃｈａｅｆｆｌｅｒＤｉａｇｒａｍ）を、Ｎ量が０．０６質量％超０．３０質量％以下の場合は、さらに、デュロング組織図（ＤｅＬｏｎｇＤｉａｇｒａｍ）も参考に加えて用い、Ｃｒ当量とＮｉ当量のバランスを見ながら、添加成分量を変えることで行うことができる。具体的には、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｎｂ量をＣｒ当量の計算に用い、必要に応じて、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ量を係数０．５でＣｒ当量計算に加えても良い。一方、Ｎｉ、Ｃ、Ｎ、ＭｎをＮｉ当量の計算に用い、必要に応じて、Ｃｕを係数０．５でＮｉ当量計算に加えても良い。ただし、シェフラー組織図とデュロング組織図は、あくまで溶接金属における組織図であり、本発明のステンレス鋼板の製品の組織にそのまま当てはめることはできない。しかし、最終熱処理後のステンレス鋼板のフェライト相量または、それを冷間加工した後の加工誘起マルテンサイト相量とは、シェフラー組織図またはデュロング組織図が示す組織と定性的な対応が認められ、化学成分制御にあたって、両組織図が重要な指針となる。

本発明におけるオーステナイト相率に関する限定理由は、オーステナイト相率が５％未満であると鋼板の強度が不十分となる場合および、衝突安全性能が低下する場合があり、一方、オーステナイト相率８０％以上の場合には形状凍結性が不良となるためである。オーステナイト相の一部は、冷間加工によって、加工誘起マルテンサイト相へ変態することが望ましい。靭性を高水準に保ちながら強度を増加させる働きおよび、衝撃吸収能が期待できるからである。オーステナイト相以外の残部金属組織の大部分がフェライト相または加工誘起マルテンサイト相である。後述するように、フェライト相の集合組織が、形状凍結性に大きな影響を与える。さらに、不可避的析出相からなるステンレス鋼とする。この理由は、ステンレス鋼板中には添加元素の組み合わせによっては炭化物、硫化物及び窒化物などの析出物が析出したり、脱酸時に生成した酸化物が不可避的に残存したりする場合があるためである。

なお、フェライト相および加工誘起マルテンサイト相は、強磁性を有し、一方、オーステナイト相の常磁性であるので、相率の測定には、電磁気的測定方法を用い、フェライト相および加工誘起マルテンサイト相を体積％で求めることができる。不可避的析出物相の量は無視できるので、オーステナイト相量は、１００％からもしくはフェライト相または加工誘起マルテンサイト相の体積％を引いた値となる。なお、フェライト相および加工誘起マルテンサイト相の測定装置では、測定端子の先の半径約１ｍｍの半球内に含まれるフェライト相および加工誘起マルテンサイト相量を測定するので、２ｍｍよりも薄いステンレス鋼板を測定対象にする場合は、２枚以上を密着させて重ね合わせた状態で樹脂に埋め込み、その断面を平面に鏡面研摩したのち、電解研摩を行なって、表面の研摩歪が残存している層１０μｍ程度を溶解除去する。鏡面研摩に起因して、表面に加工誘起マルテンサイト相が新たに生じ、材料本来のフェライト相および加工誘起マルテンサイト相量が正確に測定できないからである。
＜引張強さ＞
引張強さは５００ＭＰａ以上とする。これ未満であると高強度部材として必要な強度を満足しないためである。引張強さの上限は特に規定するものではないが、成分および製造方法の組み合わせにより、現在達成できるレベルとしては１８００ＭＰａである。引張強さの測定方法は、圧延方向と平行方向にＪＩＳ１３Ｂ引張試験片を用いてＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験により測定する。Ｎ数は３以上として平均値をとることとする。
＜ｒ値＞圧延方向と平行方向のｒ値ｒ_０及び圧延方向と垂直方向のｒ値ｒ_９０がいずれも０．５以下であることとする。
ｒ値が０．５超の場合には良好な形状凍結性が得られない。通常の曲げ加工は圧延方向と平行方向または垂直方向に実施されるため本発明では圧延方向と平行方向ｒ_０及び垂直方向ｒ_９０の両者を０．５以下とする。またｒ値は低いほど形状凍結性は向上するため、下限は特に規定する必要はない。安定的な形状凍結性を確保するためには０．１〜０．５とすることが好ましい。ｒ値の測定方法はＪＩＳ１３Ｂ引張試験片を用いてＪＩＳＺ２２５４に準拠した試験により測定する。Ｎ数は３以上として平均値をとることとする。

以下、成分に関する限定理由を述べる。なお「％」は質量％を示す。
＜Ｃ＞
Ｃは耐食性を低下させる場合があるため、その上限を０．２００％とした。下限は製錬時の脱炭にかかる負荷を考慮して０．００１％とした。安定的に製造できる範囲として好ましくは０．００５〜０．０８０％である。
Ｓｉ：Ｓｉは多量に添加すると製造時の耳割れを発生し、圧延負荷を増大することから上限を３．００％とした。下限は製鋼段階での付加を考慮すると０．０１％である。
Ｍｎ：ＭｎもＳｉ同様に多量に添加すると製造時の耳割れを誘発し、またＭｎ警戒財物を析出させて耐食性を劣化させる。そこでＭｎの上限を１０．００％とした。下限は、精錬段階で大きな負荷がかからずに低減出来るレベルとして０．０１％とした。
＜Ｐ＞
Ｐは多量に存在すると冷間プレス成型時に割れを生じさせる等、冷間加工性を低下させるため、０．０５０％未満とする。好ましくは、０．０４０％未満である。
Ｓ：Ｓは多量に存在すると硫化物を生成して腐食の基点となるため、低い方が好ましく、上限を０．０１００％とした。低い方が好ましいが、脱硫にかかる精錬段階での負荷を考慮し、下限を０．０００１％とした。
＜Ｃｒ＞
Ｃｒは耐食性を向上させる元素である。また本発明においては金属組織（オーステナイト相およびフェライト相の比率）を制御する上で重要な役割を持つ。そのような観点から下限は１１．０％とした。また多量に添加すると金属間化合物を生成して製造時に割れを誘発するため、上限を３０．０％とした。
＜Ｎｉ＞
ＮｉはＣｒ同様に金属組織制御に重要な役割を持つ。くわえて靭性を向上させる元素であるため、下限を０．０３％とした。多量の添加によりオーステナイト相率が増加しすぎたり、原料コストの増加を招くため１０．００％を上限とした。
＜Ｎ＞
Ｎは高温でオーステナイト相に濃化し、オーステナイト相率を調整するために重要な役割をもち、また耐食性を向上させる元素であるため、下限を０．００１％とした。ただし多量の添加により、材料を硬質化して製造時の割れを生じさせる。また、製鋼時に多量のＮを添加する為のＮ_２含有ガスの加圧設備等が必要となって大幅な製造コスト増加を招くことから上限を０．３００％とした。

また次の元素を選択的に添加しても良い。
Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ及びＶ：Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ及びＶは耐食性を向上させる元素であり、これらの向上を目的とする場合には一種または二種以上を組み合わせて添加しても良い。その効果は０．１０％以上で発揮されることからこれを下限とする。ただし、多量の添加は製造時の圧延負荷を増大させて製造疵を生成させやすいため、上限を５．００％とした。
Ｔｉ、Ｎｂ及びＢ：Ｔｉ、Ｎｂ及びＢは成形性を向上させる元素であり、必要に応じて一種または二種以上を組み合わせて添加しても良い。成形性向上効果が発揮されるのはＴｉ：０．００５％、Ｎｂ：０．００５％、Ｂ：０．０００３％以上であるためこれを下限とした。多量の添加は製造疵の増加ならびに熱間加工性の低下を招くため、Ｔｉ：０．５００％、Ｎｂ：０．５００％、Ｂ：０．００５０％を上限とした。
Ａｌ、Ｍｇ及びＣａ：Ａｌ、Ｍｇ及びＣａは精錬時に脱酸や脱硫を目的として添加される場合がある。効果が発揮されるのはＡｌ：０．００３％、Ｍｇ：０．０００１％、Ｃａ：０．０００１％であり、これを下限とした。また多量の添加は製造疵の増加ならびに原料コストの増加を招くためＡｌ：０．５００％、Ｍｇ：０．００５０％、Ｃａ：０．００５０％を上限とした。
以下は製造方法に関する限定理由を説明する。
熱延板の焼鈍および冷延板の焼鈍：熱延板の焼鈍および冷延板の焼鈍の両方において、最高到達温度が９００℃未満では熱処理においてオーステナイト相量が十分確保できないため製品の強度低下が生じ、形状凍結性が劣化する場合がある。また１０５０℃以上の場合は、フェライト相の再結晶が促進されて、特に冷延板焼鈍時の集合組織において、形状凍結性を劣化させる結晶方位が優勢になる。すなわち、フェライト相中に、板面に（１１１）面がほぼ平行に発達してｒ値が上昇し、製品の形状凍結性が著しく劣化する。このため、熱延板の焼鈍および冷延板の焼鈍の温度範囲を両方とも、９００℃以上１０５０℃未満とした。なお、確実に前記集合組織を抑えるには、熱延板の焼鈍および冷延板の焼鈍の温度範囲を両方とも、９００℃以上１０２５℃未満とするのが望ましい。また、焼鈍時の最高到達温度における保持時間が１ｓ未満であると未再結晶の領域が多量に残存し製品の延性低下を生じやすい。一方、保持時間が６００ｓ以上であると、再結晶が進み過ぎて板面に平行にフェライト相の（１１１）面が発達してｒ値が上昇し、形状凍結性が劣化する。さらに、冷却過程において９００℃から６００℃の範囲における平均冷却速度を５℃／ｓ以上とする必要がある。冷却速度が５℃／ｓ未満であると、オーステナイト相の相率が低下してフェライト相の相率が上昇し、また炭窒物が析出し、析出強化を生じさせ、良好な形状凍結性は得られないからである。冷却速度を５℃／ｓ以上とするには気水冷却または強制空冷を行うことが望ましい。この冷却過程においてはオーステナイト相の相率を制御することがポイントであるため、冷却速度の測定範囲はオーステナイト相の相率が変化しやすく、また拡散速度が速い６００℃から９００℃の範囲とした。
冷間圧延：圧延率が３０％未満であると、冷間圧延後の焼鈍後にフェライト相の再結晶が十分に進行せず、未再結晶領域が多量に残存し、延性を損なう上、良好な形状凍結性が得られないため、これを下限とした。また９０％超の圧延をするには圧延機への負荷が極めて大きくなるため、これを上限とした。圧延機への負荷、圧延疵の派生抑制を考慮した場合、最適な冷延率は４０〜７５％である。

なお、冷延板の焼鈍を実施した後にさらに冷延及び焼鈍を実施する、所謂２回冷延としても良い。その場合の冷間圧延及び焼鈍条件は上記にしたがうこととする。さらに最終焼鈍後に形状矯正、強度調整等を目的として調質圧延を実施しても良い。

以下に、実施例により具体的に説明する。表１に示す化学組成の鋼を溶製、熱間圧延した。熱延板を種々の条件で焼鈍、冷間圧延、焼鈍を施した後，２．０ｍｍ厚みの製品板とした。得られた製品板を用いて引張試験、ｒ値測定試験、形状凍結性評価試験を実施した。形状凍結性の評価は、前述と同様のハット曲げ成形試験を実施し、壁そり量１／ρを求めた。「課題を解決するための手段」において述べた理由により、壁反り量１／ρが素材の引張強さＴＳ（Ｎ／ｍｍ^２）より計算される下記式
１／ρ＝７．７５×１０^−６×［ＴＳ］
よりも３０％以上低い場合に形状凍結性が良好であると判断した。

表２に製造条件、製品組織のオーステナイト相率及び各種特性を示す。実施例より明らかなように本発明例は壁反り量が低く、極めて良好な形状凍結性を示す。

ハット形状サンプルの断面模式図である。ハット成形後の壁反り量「１／ρ」と引張強さＴＳとの関係を示す図である。引張強さが約９００ＭＰａ（８５０〜９５０ＭＰａ）の材料における壁反り量「１／ρ」とｒ値の関係を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．２００％、
Ｓｉ：０．０１〜３．００％、
Ｍｎ：０．０１〜１０．００％、
Ｐ：０．０５０％未満、
Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃｒ：１１．０〜３０．０％、
Ｎｉ：０．０３〜１０．００％、
Ｎ：０．００１〜０．３００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、かつ、室温における金属組織のオーステナイト相率が５％以上８０％未満であり、残部金属組織がフェライト相または加工誘起マルテンサイト相もしくは不可避的析出相からなり、引張強さが５００ＭＰａ以上、圧延方向と平行方向のｒ値ｒ_０及び圧延方向と垂直方向のｒ値ｒ_９０がともに０．５以下であることを特徴とする、形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板。
質量％で、
Ｃｕ：０．１０〜５．００％、
Ｍｏ：０．１０〜５．００％、
Ｗ：０．１０〜５．００％、
Ｖ：０．１０〜５．００％のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板。
質量％で
Ｔｉ：０．００５〜０．５００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．５００％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板。
質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．５００％、
Ｍｇ：０．００００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．００００１〜０．００５０％のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載の形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板。
請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載のステンレス鋼板を製造するに際し、熱間圧延後に最高到達温度９００℃以上１０５０℃未満で保持時間が１ｓ以上６００ｓ未満の熱処理を施した後の冷却過程において、９００℃から６００℃の範囲における平均冷却速度を５℃／ｓ以上として冷却した後に圧延率３０％以上９０％未満の冷間圧延を実施し、しかる後に最高到達温度９００℃以上１０５０℃未満で保持時間が１ｓ以上６００ｓ未満の熱処理を施した後の冷却過程において９００℃から６００℃の範囲における平均冷却速度を５℃／ｓ以上として冷却することを特徴とする、形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板の製造方法。