JP2012211348A

JP2012211348A - 高温耐へたり性に優れる冷間圧延ステンレス鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2012211348A
Application number: JP2011062738A
Authority: JP
Inventors: Yuichi Fukumura; 雄一福村; Kazuyoshi Fujisawa; 一芳藤澤; Masayuki Shibuya; 将行渋谷
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-03-18
Filing date: 2011-03-22
Publication date: 2012-11-01
Anticipated expiration: 2031-03-22
Also published as: JP5720347B2

Abstract

【課題】本発明は、５００℃以上の高温で使用される高温での耐へたり性に優れる冷間圧延ステンレス鋼板を安定して供給する手段を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１６％以上３０％以下、Ｎｉ：７％以上２５％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｍｏ：５．０％以下およびＮ：０．１％以上０．４％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可逆的不純物からなり、下記式（ｉ）により定義されるＡ値が０以上であり、下記式（ｉｉ）により定義されるＢ値が１．５以上２．５以下である化学組成を備え、且つ下記式（ｉｉｉ）で定義される高温保持前後の硬度変化Ｒ_ＨＶが１０％以下であり、更に圧延方向平行のばね限界値が２２０ＭＰａ以上となる機械特性を備えることを特徴とする冷間圧延ステンレス鋼板。
【数５】

【選択図】なし

Description

本発明は、５００℃以上の高温で使用されても耐へたり性に優れる冷間圧延ステンレス鋼板およびその製造方法に関する。

家庭用のコジェネレーションシステムの部品や自動車の排気系部品などには、ＳＵＳ３０１のＨ仕様またはＥＨ仕様などのばね用ステンレスが採用されている。しかしながら、近年ではこれらの使用環境の高温化が進んでおり、使用されるばね用ステンレス鋼板には従来以上の高い耐熱性が要求されている。

高温ばね部品には、主にＳＵＳ３０１系の準安定オーステナイト系ステンレス鋼板が使用されてきたが、近年の熱エネルギー利用率向上要求に伴って各種部品の高温化が進み、従来のＳＵＳ３０１系の材料では高温域において軟化してしまうため、ばね材として適用できないという問題が生じている。

高温特性に優れるＳＵＳ３１０Ｓ系の材料では、高温の特性はＳＵＳ３０１系の材料よりも優れるものの、常温での強度が低く、冷間加工による強度上昇も比較的小さいため、高いシール性が求められるばね用途には不向きである。

特許文献１では、ＮやＭｎの含有量を増やし、時効硬化によって高温強度を高めたステンレス鋼板を提案している。しかし、０．４０質量％以上のＮを含有させると熱間圧延性が悪化する。また、２．０％質量以上のＭｎを含有させると、耐食性の低下や介在物を生成して加工性を低下させてしまう他、Ｎと同様に熱間加工性を低下させてしまう。さらに、Ｍｎは溶解工程で揮発し易い特性があるため、製造環境を汚染してしまう恐れもある。すなわち、ＮおよびＭｎを多量に含有させることによって高温強度が確保されるものの、鋼板の製造段階の熱間圧延において品質不良が増加したり、製造された鋼板の二次加工性が低下したりするなどの問題を生じさせてしまう。

特許文献２では、Ｍｏ、Ｗの添加により回復・再結晶の温度を高温側にシフトさせることで冷間加工によって導入される歪を高温でも安定させた高温強度に優れた高Ｍｎステンレス鋼板を提案している。しかし、Ｍｎの含有量が１０％を超えると、介在物を生成して加工性を低下させてしまう。介在物が生成された場合、ばねとして使用中に疲労破壊が生じたり、成形加工時に割れが発生したりするなどの不具合が多発してしまう。

特許文献３では、０．６％以上のＣを添加して固溶強化やＣｒ炭化物の析出強化により５００℃付近までの温度上昇でも高硬度を維持できる高硬度鋼を提案している。しかし、Ｃを０．６％以上も添加すると、粗大なＣｒ炭化物が析出して耐食性を低下させてしまう。また、冷間圧延性も著しく悪化してしまうため、冷間圧延鋼板としての製造が困難となってしまう。

特開平９−２７９３１５公報特開平１１−２４１１４５公報特開２０１１−２６６９３公報

本発明は、５００℃以上の高温で使用される高温での耐へたり性に優れる冷間圧延ステンレス鋼板を安定して供給することを目的とする。

本発明者らは上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。
強度を上昇させる方法として最も有効な方法は冷間加工である。しかし、冷間加工によって得られる強度は、温度の上昇により低下する。これは、冷間加工によって導入される転位が温度上昇による回復、再結晶で消滅することに由来する。したがって回復・再結晶を抑制することで、高温においても転位組織を維持させることができれば、高温でも強度を確保することが可能である。

また、高温での保持中に微細な化合物が析出したり、ＣやＮなどの原子径が小さい原子が転位に固着したりして強度が上昇する、いわゆる時効硬化を生じれば強度をさらに上昇させることが可能である。

一方、準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、冷間加工により加工誘起マルテンサイト変態を生じて高強度化する。この鋼は常温近傍で使用する場合には何ら問題ないが、高温で使用する場合にはマルテンサイトが逆変態してしまう可能性がある。このとき、急激な硬度低下や熱収縮が懸念されるため、本発明の対象としては適さない。

以上の検討に基づき、本発明者がさらに検討した結果、安定したオーステナイト相を有し、回復・再結晶が抑制されているとともに時効硬化を生じうる金属組織上の特徴を有するステンレス鋼とすることにより、高温での耐へたり性に優れる冷間圧延ステンレス鋼板が得られるとの知見を得た。

本発明は、かかる知見に基づき完成されたものであって、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１６％以上３０％以下、Ｎｉ：７％以上２５％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｍｏ：５．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、およびＮ：０．１％以上０．４％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不純物からなるとともに、下記式（ｉ）により定義されるＡ値が０以上であり、下記式（ｉｉ）により定義されるＢ値が１．５以上２．５以下である化学組成を備え、且つ下記式（ｉｉｉ）で定義される硬度減少率Ｒ_ＨＶが１０％以下であり、更に圧延方向平行のばね限界値が２２０ＭＰａ以上となる機械特性を備えることを特徴とする冷間圧延ステンレス鋼板。

ここで、上記式（ｉ）および（ｉｉ）における元素記号は、化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を意味する。また、上記式（ｉｉｉ）におけるＨｖ_ｉｎｉｔは６００℃４００時間の加熱処理（高温保持）を行う前のステンレス鋼板の硬度（単位：Ｈｖ）を、Ｈｖ_ｈｅａｔは前記加熱処理後のステンレス鋼板の硬度（単位：Ｈｖ）を意味する。

（２）前記化学組成が、Ｎｂ、ＶおよびＴｉからなる群から選ばれる一種または二種以上を合計で０．０２質量％以上１．０質量％以下含有することを特徴とする上記（１）記載の冷間圧延ステンレス鋼板。

（３）圧下率が２０％以上の仕上圧延が施されたものである上記（１）または（２）記載の冷間圧延ステンレス鋼板。
（４）前記化学組成が、ＲＥＭ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下を含む上記（１）から（３）のいずれか記載の冷間圧延ステンレス鋼板。

（５）前記化学組成が、Ｂ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下を含む上記（１）から（４）のいずれか記載の冷間圧延ステンレス鋼板。
（６）上記（１）から（５）のいずれかに記載される冷間圧延ステンレス鋼板を備える部材であって、該部材が高温保持されたときに析出したＣｒ窒化物を前記ステンレス鋼板のオーステナイト相中に備える部材。

本発明において、「冷間圧延ステンレス鋼板」とは、ステンレス鋼板にばね性を付与するための冷間圧延が施されたステンレス鋼板をいう。なお、この冷間圧延は、鋼板を製造するための通常の工程（鋼の溶製、熱間圧延および脱スケール、さらに必要に応じ行われる冷間圧延、焼鈍、およびこれらの組み合わせの繰り返し）が終了したのちに行われることから、本発明において「仕上圧延」とも称する。

また、本発明に係る冷間圧延ステンレス鋼板が備える機械特性である「圧延方向平行のばね限界値」とは、ＪＩＳＨ３１３０：２００６に準じて、仕上圧延における圧延方向に平行な方向を試験方向として測定されたばね限界値を意味する。

本発明において、「高温耐へたり性に優れる」とは、仕上圧延後のステンレス鋼板の表面硬さ（Ｈｖ_ｉｎｉｔ）およびそのステンレス鋼板を６００℃で４００時間保持する加熱処理（本発明においてこの処理を「高温保持」ともいう。）を行って得られる鋼板の表面硬さ（Ｈｖ_ｈｅａｔ）を測定し、これらの測定結果を用いて下記式により算出される硬度減少率（Ｒ_ＨＶ）が１０％以下（負の値となってもよい。）であることを意味する。
Ｒ_ＨＶ＝（Ｈｖ_ｉｎｉｔ−Ｈｖ_ｈｅａｔ）／Ｈｖ_ｉｎｉｔ×１００

なお、本発明に係るステンレス鋼板は、その一態様において、上記のように高温保持によってオーステナイト相中にＣｒ窒化物が析出する。その場合には高温保持後のステンレス鋼板のほうがむしろ硬度が高くなるため、硬度減少率Ｒ_ＨＶは負の値を有する。

本発明によれば、５００℃以上の高温で使用されても耐へたり性に優れる冷間圧延ステンレス鋼板を安定して供給することが可能となる。

本発明に係るステンレス鋼板の化学組成および金属組織ならびにこの鋼板の好ましい製造方法について説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は特に断りがない限り質量％を意味する。

１．化学組成
Ｃ：０．１５％以下、好ましくは０．１２％以下、より好ましくは０．１０％以下
Ｃはオーステナイト組織の安定化を促進するとともに強度の上昇に寄与する。しかし、多量の添加は、Ｃｒ炭化物の生成による耐食性の低下を招くので０．１５％以下とする。また、時効処理時にＣｒ窒化物の析出が阻害されるので好ましくは０．１２％以下とする。さらに、Ｎの固溶限確保のため、より好ましくは０．１０％以下とする。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは固溶強化元素であり強度上昇に寄与する。ただし、Ｓｉを過度に含有すると加工性低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量の上限は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量の下限は特に設定されない。

Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、他の元素とのバランスを考慮して添加される。Ｍｎを過度に添加すると、介在物の生成により材料の加工性低下および耐食性の低下を招く。したがって、Ｍｎ含有量の上限は２．０％以下とする。Ｍｎ含有量の下限は特に設定されない。

Ｃｒ：１６％以上３０％以下、好ましくは、２０％以上２８％以下
Ｃｒはステンレス鋼の基本元素であり、実用に耐える充分な耐食性と耐高温酸化性とを得るため、１６％以上を添加する。なお、窒素固溶量の増加や、オーステナイト相の回復、再結晶の抑制に寄与するため、２０％以上の添加が好ましい。一方、Ｃｒはフェライト生成元素であるため３０％以下とする必要がある。また、熱間加工性を低下させるσ相生成を安定的に抑制する観点から、２８％以下とすることが好ましい。

Ｎｉ：７％以上２５％以下、好ましくは１０％以上２０％以下
ＮｉはＣ，Ｎを除く合金元素の中で最も強力かつ有効なオーステナイト安定化元素であり、室温においてオーステナイト単相組織を得るために必須な元素である。したがって、Ｎｉ含有量は７％以上とする。より安定なオーステナイト相とするには１０％以上の添加が好ましい。一方、過剰なＮｉ添加は素材コストの上昇を招くため上限を２５％とする。熱間加工性を低下させるσ相生成を安定的に抑制する観点から、２０％以下とすることが好ましい。

Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕはオーステナイト組織の安定化を促進する。この作用を安定的に得る観点から、Ｃｕ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕの多量の添加は強度の低下を招くと共に、コストの上昇を招くため、Ｃｕ含有量は２．０％以下とし、１．５％以下であることが好ましい。

Ｍｏ：５．０％以下、好ましくは、１．０％以上５．０％以下
Ｍｏは窒素固溶量の増加させる効果を有する。この作用を安定的に得る観点から、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。また、回復・再結晶抑制効果もあるため１．０％以上の添加が好ましい。しかし、Ｍｏはフェライト安定化元素であり、原料コストも高いため、Ｍｏ含有量は５．０％以下とする。

Ｎ：０．１％以上０．４％以下、好ましくは０．１５％以上０．３５％未満、より好ましくは０．１７％以上０．３％以下
Ｎはオーステナイト組織の安定化を促進し固溶強化により強度の上昇に寄与するため、Ｎ含有量は０．１％以上とする。また、耐食性を向上させる効果があるため、０．１５％以上の添加が好ましい。さらに、Ｃｒ窒化物の析出による時効硬化を生じさせるように０．１７％以上の添加がより好ましい。しかし、多量の添加は熱間加工性を低下させるため、Ｎ含有量は０．４％以下とし、好ましくは０．３５％未満、より好ましくは０．３％以とする。

Ａ値：０以上
下記式により定義されるＡ値が０以上である。

ここで、上記式における元素記号は、化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を意味する。
上記のＡ値が０以上となる成分系にすることで安定したオーステナイト相となる。したがって、冷間圧延によって加工誘起マルテンサイト変態が生じず、温度上昇によって相変態が生じないため、高温での強度が確保される。

Ｂ値：１．５以上２．５以下
下記式により定義されるＢ値が１．５以上２．５以下である。

ここで、上記式における元素記号は、化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を意味する。
オーステナイト相中に析出するＣｒ窒化物は主にＣｒ_２Ｎである。上記のＢ値が１．５以上２．５以下となるＣｒ、Ｎ量に調整することで、高温保持によってオーステナイト相中にＣｒ_２Ｎが微細に分散析出し、回復・再結晶の抑制と時効硬化の効果を発揮する。この効果を安定的に得る観点から、Ｂ値は１．５以上２．５以下とする。下限は好ましくは、１．６以上、更に好ましくは１．７以上である。上限は、好ましくは、２．４以下、より好ましくは２．３以下である。

本発明に係るステンレス鋼板の化学組成は、任意元素として次の元素を含んでもよい。
Ｎｂ、ＶおよびＴｉからなる群から選ばれる一種または二種以上を合計で０．０２質量％以上、ならびにＭｏ：１．０％以上のうち、いずれか一つ以上
Ｎｂ、ＶおよびＴｉは、上記のＭｏと同様にオーステナイト相の回復、再結晶を抑制する効果を有する。これは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉが炭化物、窒化物等を形成することによって発揮され、元素の種類による効果の差は大きくない。この効果を安定的に得る観点から、これらの元素からなる群から選ばれる一種または二種以上を合計で０．０２％以上含有させることが好ましい。このとき、Ｍｏ含有量を１．０％以上としてオーステナイト相の回復、再結晶をさらに抑制してもよい。Ｎｂ、ＶおよびＴｉからなる群から選ばれる一種または二種以上の合計含有量の上限は、これらの元素の含有量が過度に高まることによって他の元素による作用が相対的に低下することを抑制する観点から、合計１．０％以下とすることが好ましく、０．７％以下とすればさらに好ましい。

ＲＥＭ：０．０１％以上０．１０％以下
本発明において、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を意味し、上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。ＲＥＭは耐酸化性向上に有効である。ＲＥＭ含有量が０．０１％未満ではその効果を発揮し得ず、０．１０％を超える添加は溶接性および連続鋳造性を低下させるので、ＲＥＭ含有量は０．０１％以上０．１０％以下とする。

Ｂ：０．００１％以上０．０１％以下
Ｂはクリープ強度および熱間加工性の向上に有効な元素であるので含有してもよい。０．００１％以上でその効果を発揮する。０．０１％以上の添加は逆に熱間加工性を阻害するので、その範囲を０．００１％以上０．０１％以下とする。

Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下
ＲＥＭを含有させたことに基づく作用を安定的に得る観点から、脱酸剤としてＡｌを含有させてもよい。このＡｌによる脱酸作用を安定的に得るためにはＡｌの含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上であればさらに好ましい。一方、Ａｌを過度に含有させても脱酸作用は飽和し、むしろ鋼の清浄性が低下して鋼板の機械特性、特に機械特性の信頼性の低下をもたらすことが懸念される。したがって、Ａｌを含有させる場合においてその含有量の上限は０．２０％以下とすることが好ましく、０．１０％以下とすることがさらに好ましい。
残部は、Ｆｅおよび不純物である。

２．金属組織
本発明に係るステンレス鋼板は、鋼板に所定のばね性を付与するための冷間圧延（仕上圧延）が施されているため、転位が導入され強度が向上している。本発明に係るステンレス鋼板は、製造された段階またはその鋼板を備える部材が高温使用された段階においてＣｒの窒化物がオーステナイト相中に析出しているため、高温使用時においてもこの転位が消滅しにくい。また、このＣｒ窒化物は微細な析出物なので、鋼板はこの析出物によって強度が向上する。

本発明に係るＢ値は、このＣｒ窒化物、主にＣｒ_２Ｎの析出状態に関するものであって、Ｂ値が過度に低い場合にはＣｒ_２Ｎの析出による効果（回復・再結晶の抑制および時効硬化）が不十分となり、ステンレス鋼板の高温耐へたり性が低下してしまう。一方、Ｂ値が過度に高い場合にはσ相が生成するなどの理由により熱間加工性が低下するなどの問題を生じさせる。

また、本発明に係るステンレス鋼板は、Ａ値が０以上であるため、オーステナイト相が安定している。このため、この鋼板を備える部材を製造するときに鋼板に曲げ加工などが施されても、加工誘起マルテンサイト変態が生じにくい。この加工により誘起されたマルテンサイトは高温使用時に逆変態をする可能性が高いため、高温耐へたり性の低下要因となる。

以上説明したように、本発明に係るステンレス鋼板は、化学組成においてＡ値およびＢ値を制御することにより、高温耐へたり性に優れる金属組織を備えることが実現されている。

３．機械特性
(１)高温保持前後の硬度変化
本発明に係るステンレス鋼板は、Ｃｒ_２Ｎの析出による回復／再結晶が抑制されているために、高温保持後の硬度低下が小さく高温耐へたり性に優れ、下記式で算出される硬度減少率Ｒ_ＨＶが１０％以下となる。なお、Ｒ_ＨＶは負の値を含み、高温保持により硬度が上昇してもよい。
Ｒ_ＨＶ＝（Ｈｖ_ｉｎｉｔ−Ｈｖ_ｈｅａｔ）／Ｈｖ_ｉｎｉｔ
Ｒ_ＨＶが１０％を超えると、硬度が不足し高温耐へたり性が悪化する。高温耐へたり性の劣化を安定的に抑制する観点から、Ｒ_ＨＶは５％以下とすることが好ましい。

(２)圧延方向に平行なばね限界値：２２０ＭＰａ以上
本発明に係るステンレス鋼板は、圧延方向に平行なばね限界値が２２０ＭＰａ以上である。この値は、ばね材として必要な特性であり、高温保持の有無にかかわらず、この値を下回るとばね材として適さない。一般に、ばね限界値は、高温保持後に上昇する場合が多く、これは冷間圧延で導入された歪みがＣ、Ｎ等によって固着されるために生じる歪み時効現象と推測される。また、Ａ値（オーステナイト相安定化指数）が高い方が、高温保持後の上昇が大きい傾向にあり、加工誘起マルテンサイトの生成量が影響していると推測される。

４．製造方法
本発明に係る冷間圧延ステンレス鋼板の製造方法は、鋼板が上記の機械特性を達成するための仕上圧延（所定のばね性を付与するための冷間圧延）工程を必須とするが、その前後の工程については特に限定されない。以下、仕上圧延に供される鋼板を製造する工程（以下、「前工程」）、仕上圧延工程、および仕上圧延に引き続いて行われる工程（「後工程」）について説明する。

（１）前工程
前工程は特に限定されない。公知の手段（例えば電気炉）により溶製された鋼に熱間圧延を行い、得られた熱間圧延鋼板に対して必要に応じ脱スケール処理を施し、仕上圧延に供される鋼板としてもよい。脱スケール後、冷間圧延を行ってもよいし、さらに軟化焼鈍を行ってもよい。この冷間圧延および軟化焼鈍からなる一群の工程を繰り返し行ってもよい。

なお、本発明に係る鋼板の化学組成がＲＥＭを含有する場合には、これらが有効に機能するように、溶製工程において十分な脱酸処理を行ってもよい。
上記の熱間圧延、冷間圧延および軟化焼鈍のそれぞれの工程の条件は限定されない。

（２）仕上圧延工程
仕上圧延工程は、その工程を経た鋼板の圧延方向に平行なばね限界値が２２０ＭＰａ以上となるような条件である限り、詳細な条件は限定されない。上記のばね限界値の条件を安定的に満たす観点から、仕上圧延における圧下率は２０％以上とすることが好ましく、更に好ましい範囲は３０％以上である。圧下率の上限は、転位密度の増大による回復／再結晶が促進されるために８０％以下とすることが好ましい。

（３）後工程
後工程は仕上圧延により付与された鋼板のばね性を喪失させない限り、その有無を含めて任意である。後工程として実施されうる工程として、形状矯正が例示される。

１．試験鋼板の作製
表１に示す化学組成を有するステンレス鋼を電気炉にて溶製した。鋼Ａ〜Ｐは本発明で指定する成分を有する鋼であり、鋼Ｑ〜Ｗは本発明の範囲外の組成を有する鋼である。これらの鋼に熱間圧延後、焼鈍と冷間圧延を繰り返して冷延鋼板とした。次いで、得られた冷間圧延鋼板に、７００℃〜１１００℃の温度および１〜６００秒間の加熱時間から選んだ条件で焼鈍した。

なお、表１における各元素の含有量の単位は質量％であり、いずれの鋼種においても、表に示される元素以外の成分（残部）はＦｅおよび不純物である。
その後、得られた鋼板について表２に示す各圧下率で仕上圧延を施した。試験番号１〜８は本発明に係る製造方法に従って製造した。試験番号１９〜２８は本発明の範囲外の鋼や製造方法である。

２．評価方法
上記製造方法に従って製造された試験番号１〜２８の試験用鋼板について、次の評価を行った。

（１）ばね限界値
各試験用鋼板から試験片を採取し、ＪＩＳＨ３１３０：２００６に準じて圧延方向平行のばね限界値Ｋ_{ｂ０．０７５}を測定した。

各試験用鋼板に対して６００℃で４００時間の加熱処理を行った。この加熱処理後の鋼板から試験片を採取し、ＪＩＳＨ３１３０：２００６に準じて圧延方向平行のばね限界値Ｋ_{ｂ０．０７５}を測定した。

（２）表面硬さ
各試験用鋼板から試験片を採取し、マイクロビッカース硬度計を用いてＪＩＳＺ２２４４：２００３に準じて表面硬さ測定を実施した。

各試験用鋼板に対して６００℃で４００時間の加熱処理を施した。この加熱処理後の鋼板から試験片を採取し、マイクロビッカース硬度計を用いてＪＩＳＺ２２４４：２００３に準じて表面硬さ測定を実施した。

３．評価結果
評価結果を表２に示す。
本発明例である、試験番号１〜１８に係る鋼板は、仕上圧延後に２２０ＭＰａ以上のばね限界値および高い硬さを有しており、高温保持後の硬度低下も１０以下に維持されている。このように高温保持後も硬さが維持された理由は、高温保持処理によってＣｒ窒化物が析出しているためであると考えられる。Ｃｒ窒化物は回復・再結晶の抑制に寄与すると共に、微細化合物として分散析出するため、強度上昇にも寄与する。

比較例である試験番号１９に係る鋼板は、仕上圧延後から加熱処理後にかけての硬さの変化は小さいが、仕上圧延後のばね限界値が２２０ＭＰａ以下であり、ばね材として適さない。また、同じく比較例である試験番号２０から２８に係る鋼板は仕上圧延後の硬さは高いが、加熱処理による硬さ低下が非常に大きい。

試験番号２０〜２８に係る鋼板は、冷間圧延でマルテンサイト変態を生じてしまうＡ値が０以下であるか、またはＣｒ含有量やＮ含有量が充分ではなくＢ値が１．５を下回るか、若しくはその両方の条件を満たしているため、加熱処理による加工誘起マルテンサイト相の逆変態やオーステナイト組織中に充分なＣｒ窒化物が析出せずに回復・再結晶が抑制しきれないために、硬さが低下してしまった。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１６％以上３０％以下、Ｎｉ：７％以上２５％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｍｏ：５．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、およびＮ：０．１％以上０．４％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不純物からなるとともに、下記式（ｉ）により定義されるＡ値が０以上であり、下記式（ｉｉ）により定義されるＢ値が１．５以上２．５以下である化学組成を備え、且つ下記式（ｉｉｉ）で定義される硬度減少率Ｒ_ＨＶが１０％以下であり、更に圧延方向平行のばね限界値が２２０ＭＰａ以上となる機械特性を備えることを特徴とする冷間圧延ステンレス鋼板。

ここで、上記式（ｉ）および（ｉｉ）における元素記号は、化学組成における各元素の含有量（単位：質量％）を意味する。また、上記式（ｉｉｉ）におけるＨｖ_ｉｎｉｔは６００℃４００時間の加熱処理を行う前のステンレス鋼板の硬度（単位：Ｈｖ）を、Ｈｖ_ｈｅａｔは前記加熱処理後のステンレス鋼板の硬度（単位：Ｈｖ）を意味する。
前記化学組成が、Ｎｂ、ＶおよびＴｉからなる群から選ばれる一種または二種以上を合計で０．０２質量％以上１．０質量％以下含有することを特徴とする請求項１記載の冷間圧延ステンレス鋼板。
圧下率が２０％以上の仕上圧延が施されたものである請求項１または２記載の冷間圧延ステンレス鋼板。
前記化学組成が、ＲＥＭ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下を含む請求項１から３のいずれか記載の冷間圧延ステンレス鋼板。
前記化学組成が、Ｂ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下を含む請求項１から４のいずれか記載の冷間圧延ステンレス鋼板。
請求項１から５のいずれかに記載される冷間圧延ステンレス鋼板を備える部材であって、該部材が高温保持されたときに析出したＣｒ窒化物を前記ステンレス鋼板のオーステナイト相中に備える部材。