JP2022514678A - 高強度ステンレス鋼 - Google Patents

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Abstract

【課題】加工誘起マルテンサイト相の生成及びマルテンサイト相の強度増加により２，２００ＭＰａ以上の降伏強度を有するステンレス鋼を提供する。【解決手段】本発明の高強度ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．１４～０．２０％、Ｓｉ：０．８～１．０％、Ｍｎ：０超過０．５％以下、Ｃｒ：１５．０～１７．０％、Ｎｉ：４．０～５．０％、Ｍｏ：０．６～０．８％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎ：０．０５～０．１１％、残りはＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃ＋Ｎ：０．２５％以上及びＭｄ３０値が４０℃以上を満たすことを特徴とする。【選択図】図１

Description

本発明は、高強度ステンレス鋼に係り、より詳細には、加工誘起マルテンサイト相の生成及びマルテンサイト相の強度増加により、優れた降伏強度を有するステンレス鋼に関する。
オーステナイト系ステンレス鋼は、成形性、耐食性、溶接性などの物性に優れているため、最も多く使用される代表的なステンレス鋼である。特にオーステナイト系ステンレス鋼の特徴の一つは、加工時に相変態を伴うということである。すなわち、オーステナイト相を安定化させる元素などで十分に高合金の状態を維持しない場合には、オーステナイト相は、焼成変形中にマルテンサイト相に変態して強度が大幅に増加することになる。その中でも代表的な鋼種の一つであるＳＴＳ３０１系のステンレス鋼は、相安定性が不安定で焼成変形による加工硬化の程度が大きいことが最大の特徴である。例えば、熱処理されたＳＴＳ３０１鋼の降伏強度は、３００ＭＰａ前後であるが、これを７５％以上冷間圧下時、加工誘起マルテンサイト相の増加により降伏強度が１，８００ＭＰａ水準に増加する。したがって、ＳＴＳ３０１系は、Ｆｕｌｌ Ｈａｒｄ素材で自動車ガスケットやスプリングなどのように高弾性応力及び高強度を要求する分野で使用されてきた。
最近では、フォルダブル（Ｆｏｌｄａｂｌｅ）スマートフォン折り畳み部の素材としてＳＴＳ３０１系のＦｕｌｌ Ｈａｒｄ素材が適用されており、外部のデザインの審美性を考慮して折り畳み部の曲率半径をさらに小さく設計するのがトレンドである。曲率半径が小さいほど折り畳み部の素材の厚さが薄くなり、薄くなった素材の強度を補完するため、素材そのものの降伏強度が少なくとも２，０００ＭＰａ以上の水準が求められる。既存のＳＴＳ３０１系の素材は、７５％冷間圧下率でも２，０００ＭＰａ以上の降伏強度を得ることが容易ではない。それだけでなく、冷間圧下率８５％以上で２，０００ＭＰａ以上の強度を確保できるが、最終熱処理後の残留応力が一部存在し、平坦度の確保が容易ではない状況である。したがって、７５％以下の圧下率でも、既存のＳＴＳ３０１鋼に対して降伏強度に優れた素材の開発が必要である。
本発明の目的とするところは、合金成分の制御により加工誘起マルテンサイト相の分率増加及びマルテンサイト相の強度増加を具現し、既存のＳＴＳ３０１系のステンレス鋼に対して冷延材の降伏強度に優れたステンレス鋼を提供することである。
本発明の高強度ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．１４～０．２０％、Ｓｉ：０．８～１．０％、Ｍｎ：０超過０．５％以下、Ｃｒ：１５．０～１７．０％、Ｎｉ：４．０～５．０％、Ｍｏ：０．６～０．８％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎ：０．０５～０．１１％、残りのＦｅ及び不可避な不純物を含み、Ｃ＋Ｎ：０．２５％以上及び下記式１で表されるＭｄ３０値が４０℃以上を満たすことが特徴である。
［式１］ Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２×（Ｃ＋Ｎ）－９．２×Ｓｉ－８．１×Ｍｎ－１３．７×Ｃｒ－２９×（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５×Ｍｏ
ここで、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、各元素の含量（重量％）を意味する。
また、本発明によれば、下記式２で表されるＭｓ値が－１１０℃以下を満たすことができる。
［式２］ Ｍｓ（℃）＝５０２－８１０×Ｃ－１２３０×Ｎ－１３×Ｍｎ－３０×Ｎｉ－１２×Ｃｒ－５４×Ｃｕ－４６×Ｍｏ
また、本発明によれば、前記式２で表されるＭｓ値が－１１７℃以下または下記式３の値が１７．０以上を満たすことができる。
［式３］ Ｎｉ／（Ｃ＋Ｎ）
また、本発明によれば、基地組織は、面積分率で４５％以上のマルテンサイト相と残部のオーステナイト相及びフェライト相を含み、フェライト相は、４％以下であってもよい。
また、本発明によれば、前記ステンレス鋼は、圧下率６０％以上の冷間圧延材であり、降伏強度が２，２００ＭＰａ以上であってもよい。
本発明によれば、本発明の高強度ステンレス鋼は、圧下率６０％の冷延材の降伏強度が２，２００ＭＰａ以上で高強度及び優れた疲労特性を示すことができる。
Ｍｄ３０、（Ｃ＋Ｎ）含量と降伏強度（ＹＳ）との相関関係を示すグラフである。 圧下率による比較例１と発明例１の降伏強度を示すグラフである。 本発明の実施例による発明例と比較例の応力－ひずみ曲線を示すグラフである。
本発明の一実施例による高強度ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．１４～０．２０％、Ｓｉ：０．８～１．０％、Ｍｎ：０超過０．５％以下、Ｃｒ：１５．０～１７．０％、Ｎｉ：４．０～５．０％、Ｍｏ：０．６～０．８％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎ：０．０５～０．１１％、残りはＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃ＋Ｎ：０．２５％以上及び下記式１で表されるＭｄ３０値が４０℃以上を満たす。
［式１］ Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２×（Ｃ＋Ｎ）－９．２×Ｓｉ－８．１×Ｍｎ－１３．７×Ｃｒ－２９×（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５×Ｍｏ
以下、本発明の実施例を添付図面を参照して詳細に説明する。以下の実施例は、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者に本発明の思想を十分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施例に限定されず、他の形態で具体化されてもよい。図面は、本発明を明確にするため、説明とは関係のない部分の図示を省略し、理解を助けるため、構成要素のサイズを多少誇張して表現してもよい。
最近、フォルダブル（Ｆｏｌｄａｂｌｅ）スマートフォン折り畳み部またはスプリング用途などに適用するために小型化及び薄板化が進んでおり、このように小さく薄くなった鋼板素材は、曲率半径が小さく、負荷方向が変動する応力に対する優れた弾性応力と疲労特性が要求される。特に、疲労破壊は、負荷方向が変動する応力が繰り返されるときに起こる破壊形式で、応力が弾性限界以下である場合にも起こり、巨視的に認知できる焼成変形を伴わないのが特徴である。疲労特性の向上のためには、弾性限界応力が比例して増加できるように材料の強度上昇が本質的に必要である。
このような用途の使用においては、冷間加工することにより、オーステナイト相のマルテンサイト相の変態により硬化される準安定オーステナイト系ステンレス鋼が適しているので、本発明では、オーステナイト安定化元素の含量を最適化することにより、Ｍｄ３０温度範囲の限定により変形中の加工誘起マルテンサイト相変態を誘導し、最終冷延材の強度を確保するため、Ｃ＋Ｎ含量を制御した。
本発明による高降伏強度の具現方法は、（１）加工誘起マルテンサイト相の分率の増加のためにＭｄ３０を４０℃以上に制御と、（２）マルテンサイト相の強度増加のためにＣ＋Ｎ含量を０．２５％以上含有とによって構成される。
本発明の一実施例による高強度ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．１４～０．２０％、Ｓｉ：０．８～１．０％、Ｍｎ：０超過０．５％以下、Ｃｒ：１５．０～１７．０％、Ｎｉ：４．０～５．０％、Ｍｏ：０．６～０．８％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎ：０．０５～０．１１％、残りはＦｅ及び不可避な不純物からなる。
以下、本発明の実施例における合金元素含量の数値限定理由について説明する。以下では、特に言及がない限り、単位は、重量％である。
Ｃの含量は、０．１４～０．２０％である。
Ｃは、オーステナイト相の形成元素で、固溶強化による材料強度の増加に有効な元素である。それだけでなく、加工途中のマルテンサイト相の変態時にも強化効果に大きく寄与するので、６０％以上の圧下率で２，２００ＭＰａ以上の降伏強度を確保するためには、０．１４％以上添加することが好ましい。しかしながら、過剰添加の場合には、素材の製造時、中心部に偏析及び粗大な炭化物を形成して後工程である熱間圧延－焼鈍－冷間圧延－冷延焼鈍工程に悪影響を及ぼし、耐食性に有効なＣｒのような炭化物形成元素と容易に結合して結晶粒界の周囲のＣｒ含量を下げて耐腐食性を減少させるため、耐食性の極大化のためには、０．２％以下の範囲内で添加することが好ましい。
Ｓｉの含量は、０．８～１．０％である。
Ｓｉは、脱酸効果のために一部添加され、固溶強化を目的として０．８％以上の添加が好ましい。過剰な場合には、製鋼時のスラグの流動性を低下させ、酸素と結合して介在物を形成して耐食性を低下させる。したがって、Ｓｉ含量は、０．８～１．０％に限定することが好ましい。
Ｍｎの含量は、０超過０．５％以下である。
Ｍｎは、含量が高いほどＮの固溶度を改善する効果があるが、含量が過剰であると、鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成して耐食性を落とすだけでなく、熱間加工性も低下させる。したがって、Ｍｎの含量を０．５％以下に制限することが好ましい。
Ｃｒの含量は、１５．０～１７．０％である。
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を確保するための必須元素である。含量を増加させると、耐食性が増加するが、Ｍｄ３０下方により加工誘起マルテンサイト相分率が減少し、強度の確保が困難である。したがって、ステンレス鋼の耐食性及び強度を確保するためにＣｒの含量を１５．０～１７．０％に制限する。
Ｎｉの含量は、４．０～５．０％である。
Ｎｉは、Ｍｎ及びＮとともにオーステナイト安定化元素で、Ｍｄ３０の制御に主な役割を果たす。Ｎｉ含量が低すぎる場合には、オーステナイト相の安定度が低下して冷却過程で熱的マルテンサイト相が形成される可能性がある。逆に、過剰なＮｉ含量の増加は、Ｍｄ３０下方により加工誘起マルテンサイト相の分率が減少するので、Ｎｉの含量を４．０～５．０％に制限する。
Ｍｏの含量は、０．６～０．８％である。
Ｍｏは、Ｃｒとともに耐食性を確保するための必須元素であり、固溶強化の効果に大きく寄与する。しかし、過剰である場合には、熱間加工性の低下が発生するため、Ｍｏの含量を０．６～０．８％に限定することが好ましい。
Ｃｕの含量は、０．５％以下である。
Ｃｕは、Ｎｉと同様にオーステナイト相の安定化元素で素材を軟質化させる効果があるので、０．５％以下に制御することが好ましい。
Ｎの含量は、０．０５～０．１１％である。
Ｎは、Ｃと同様にオーステナイト相形成元素で、固溶強化による素材の強度改善に有効な元素であり、これとともに加工誘起マルテンサイト相の変態時にも強化効果に大きく寄与するため、０．０５％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰添加時にＮ気孔（Ｐｏｒｅ）の形成により表面クラックを誘発することがあるので、０．１１％以下に限定することが好ましい。
また、本発明の一実施例によれば、Ｃ＋Ｎ含量は、０．２５％以上を満たす。
圧下率６０％以上の冷延材において本発明が目的とする２，２００ＭＰａ以上の降伏強度を達成するためには、後述するＭｄ３０による加工誘起マルテンサイト相の分率の確保とともに強度の増加が要求される。Ｃ＋Ｎ含量を０．２５％以上に制御することにより、加工誘起マルテンサイト相の強度の増加を具現できる。０．１４～０．２％のＣ及び０．０５～０．１１％のＮそれぞれの範囲を満たしても、Ｃ＋Ｎ含量が０．２５％に達しない場合には、最終冷延材の降伏強度を２，２００ＭＰａ以上に確保することが難しい。
上述した合金元素を除くステンレス鋼の残りは、Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなる。
また、本発明の一実施例によれば、下記式１で表されるＭｄ３０値が４０℃以上を満たし、基地組織は、面積分率で、４５％以上の加工誘起マルテンサイト相と残部オーステナイト相及びフェライト相を含む。
［式１］ Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２×（Ｃ＋Ｎ）－９．２×Ｓｉ－８．１×Ｍｎ－１３．７×Ｃｒ－２９×（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５×Ｍｏ
準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以上の温度で塑性加工によりマルテンサイト変態が発生する。このような加工により相変態を起こす上限温度は、Ｍｄ値で表し、特に３０％の変形を与えたとき、マルテンサイトへの相変態が５０％起こる温度（℃）をＭｄ３０と称する。Ｍｄ３０値が高いと、加工誘起マルテンサイト相の生成が容易であるのに対し、Ｍｄ３０値が低いと、加工誘起マルテンサイト相の生成が相対的に難しい鋼種と判断できる。このようなＭｄ３０値によって通常の準安定オーステナイト系ステンレス鋼のオーステナイト安定化度を判断できる指標として使用される。
従来、Ｍｄ３０と疲労特性の相関関係について、変形中のオーステナイト相から加工誘起マルテンサイト相に変態しやすいことが、材料の疲労特性に最も大きな影響を及ぼすという研究があった。しかし、疲労特性の向上は、適正範囲のＭｄ３０制御だけでは不十分であり、強度との関係でより大きな比例性を有することが確認される。同じＭｄ３０値に対して同じ加工履歴で特定量の加工誘起マルテンサイト相が生成されても、強度が確保されないと疲労特性の大きな向上を期待することは難しい。一般的に強度の高い材料が弾性限界応力も高く、疲労特性も優れているためである。
本発明による高強度ステンレス鋼は、上述した合金成分系に基づいてＭｄ３０値が４０℃以上に制御することにより、圧下率６０％以上の冷延材の加工誘起マルテンサイト相の面積分率を４５％以上確保しうる。これに加えて、上述したＣ＋Ｎ含量を０．２５％以上に制御することによってマルテンサイト相の強度を確保できる。
マルテンサイト相以外の基地組織は、オーステナイト相と一部のフェライト相を含み、具体的には、冷間圧延前まで初期の組織で生成された４％以下のフェライト相と残りの準安定オーステナイト相からなる。
これによる本発明の高強度ステンレス鋼は、圧下率６０％以上の冷延材の降伏強度が２，２００ＭＰａ以上を示すことができる。より好ましくは、７０％圧下率の冷延材において２，３００ＭＰａ以上の降伏強度を示すことができる。
図１は、Ｍｄ３０、（Ｃ＋Ｎ）含量と降伏強度（ＹＳ）との相関関係を示すグラフである。図１を参照すると、式１のＭｄ３０値とＣ＋Ｎ含量が本発明の範囲をすべて満たす場合には、最終冷延材の降伏強度が２，２００ＭＰａ以上であることが分かる。
また、本発明の一実施例によれば、下記式２で表されるＭｓ値が－１１０℃以下を満たすことができる。
［式２］ Ｍｓ（℃）＝５０２－８１０×Ｃ－１２３０×Ｎ－１３×Ｍｎ－３０×Ｎｉ－１２×Ｃｒ－５４×Ｃｕ－４６×Ｍｏ
マルテンサイト変態開始温度Ｍｓを－１１０℃以下に制御することにより、冷却時の熱的（Ｔｈｅｒｍａｌ）マルテンサイト相の形成を抑制できる。熱的マルテンサイトがフェライト初期の組織とともに生成される場合には、冷間圧延において脆性問題により、６０％以上の圧下率で圧延することが不可能になる。
一方、Ｍｓ値が－１１０℃以下であっても、冷却過程で熱的マルテンサイト相が生成される場合がある。前記式２のＭｓ予測式がＮｉ含量に応じて大きく変化するためであり、これを補完するために、主なオーステナイト安定化元素であるＮｉとＣ＋Ｎの比を導入した。
本発明の一実施例によれば、前記式２で表されるＭｓ値が－１１７℃以下または下記式３の値が１７．０以上を満たすことができる。
［式３］ Ｎｉ／（Ｃ＋Ｎ）
Ｎｉの含量が低いと、オーステナイト相の安定度が低くなり、これによってＭｓ値が十分に低くても熱的マルテンサイトが生成される虞がある。Ｍｓ値だけでは、冷却時に熱的マルテンサイト相の生成依存性をすべて表現することは困難であり、ＮｉとＣ＋Ｎ含量、特にＮｉ含量にも複合的に依存するからである。したがって、熱的マルテンサイト相の形成を抑制するためには、Ｍｓ値－１１７℃以下またはＮｉ／（Ｃ＋Ｎ）値１７．０以上をいずれか一つ以上満たすことが好ましい。
本発明の一実施例による高強度ステンレス鋼は、一般的な熱間圧延－焼鈍－冷間圧延のステンレス鋼の製造工程で製造されてもよい。熱間圧延後、１，０５０～１，１００℃の温度範囲で１０分以内に維持した後、水冷してもよく、冷間圧延は、圧下率６０％以上行ってもよい。
上述したように、熱間圧延後、焼鈍時に水冷しても、冷却過程において熱的マルテンサイト相が形成されず、冷間圧延によって加工誘起マルテンサイト相の分率を確保することができる。
以下、本発明の好適な実施例によって、より詳細に説明する。
まず、本発明で達成しようとする目標物性である降伏強度２，２００ＭＰａ以上を具現できるかを確認した。既存の３０１鋼種成分系の範囲に属する比較例１と比較し、発明例１は、本発明による成分系、Ｃ＋Ｎ及びＭｄ３０の範囲を満たすように設計した。
Figure 2022514678000002
Figure 2022514678000003
前記比較例１と発明例１について、冷間圧延圧下率による降伏強度を測定し、下記表２に示した。
Figure 2022514678000004
Figure 2022514678000005
既存の３０１鋼種に該当する比較例１は、８０％冷延圧下率に達して２，０００ＭＰａ以上の降伏強度を示した。加工硬化率が高い３０１鋼種でも圧下率６０％では、１，６００ＭＰａに満たない降伏強度を示した。
一方、本発明による発明例１は、６０％圧下率で２，２００ＭＰａ以上の降伏強度を示し、７５％圧下率では、２４００ＭＰａ級の降伏強度を示した。
図２は、表２のデータに基づいて圧下率による比較例１と発明例１の降伏強度を示すグラフである。図２を参照すると、比較例１に比べて、本発明例１の圧下率による強度が増加されたことが分かる。このように、Ｍｄ３０制御によって、加工誘起マルテンサイト相が十分に形成し、Ｃ＋Ｎ含量を満たすことによって、生成される加工誘起マルテンサイト相の強度を上昇させようとする本発明の目的を達成できることが確認された。
次に、成分系の各合金元素の含量、それに伴うＭｄ３０、そして製造過程で生成されるフェライト相及びマルテンサイト相などの各範囲の技術的／臨界的意義を察し見るために、以下の表３に示した成分系のステンレス鋼をＬａｂ．真空溶解してインゴット（Ｉｎｇｏｔ）に製造した。製造されたインゴットのＮ気孔（ｐｏｒｅ）が発生するかどうかを確認した後、再加熱して熱間圧延し、１，０５０～１，１００℃の温度で焼鈍を行った後、フェライトスコープを用いて初期のフェライト分率を測定した。以後、最終圧下率７０％まで冷間圧延して加工誘起マルテンサイト相の分率及び降伏強度を測定した。
Figure 2022514678000006
Figure 2022514678000007
表３に示したように、実験鋼種は、耐食性を確保するため、Ｃｒは１５．０～１７．０％の範囲、Ｍｏは、０．７％で固定し、オーステナイト相の安定度に影響を及ぼすＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎ含量に変化を与えた。
これによるＭｄ３０、Ｍｓ、Ｎｉ／（Ｃ＋Ｎ）、初期フェライト相（α）分率、Ｎ Ｐｏｒｅ形成の有無、冷延圧下率７０％における加工誘起マルテンサイト相（α’）分率及び降伏強度（ＹＳ）を下記表４に示した。
Figure 2022514678000008
Figure 2022514678000009
図３は、本発明の実施例による発明例と比較例の応力－ひずみ曲線を示すグラフである。図３と表３及び表４を参照して察し見る。
比較例１～５は、すべてＮｉ含量が６．０％以上と高く、Ｃ＋Ｎ含量は、０．２％に満たず、高いＮｉ／（Ｃ＋Ｎ）値を示す。
比較例１、２は、Ｍｄ３０値が低くオーステナイト安定度が高いため、冷間圧延後の加工誘起マルテンサイト相が３０．０％以下と少なく生成されたが、比較例３～５は、Ｍｄ３０値が４０℃以上を満たすことにより、７０％冷間圧延後、加工誘起マルテンサイト相が４５％以上生成された。
しかしながら、図３に示すように、比較例３～５は、Ｃ＋Ｎ含量が０．２５％以上を満たさなかったことから、Ｍｄ３０値が４０℃以上を満たしたにもかかわらず、最終冷延材の降伏強度が１，９００ＭＰａ水準で低くなることが分かった。
比較例６は、Ｎｉ含量が６．０％と高いが、Ｃ＋Ｎ含量は、０．２５％以上を満たす。Ｃ＋Ｎの範囲を満たして最終冷延材の降伏強度は、２，１６５ＭＰａで２，２００ＭＰａに近接しているが、Ｍｄ３０値が非常に低く、冷間圧延後の加工誘起マルテンサイト相が少なく生成された。比較例７も比較例６のように、Ｃ＋Ｎ含量が０．２５％以上を満たして降伏強度が２，１９９ＭＰａと高くなるが、Ｍｄ３０値が低く、冷間圧延後の加工誘起マルテンサイト相が十分に生成されなかった。
比較例６、７から分かるように、Ｃ＋Ｎ含量が０．２５％以上であるが、Ｍｄ３０値が低い場合には、降伏強度は、２，２００ＭＰａを超えない。すなわち、Ｍｄ３０を制御して加工誘起マルテンサイト相分率を４５％以上に増加させるとともに、Ｃ＋Ｎ含量を増加させてマルテンサイト相そのものの強度を向上させることにより、２，２００ＭＰａ以上の高い降伏強度の発現が可能であることが確認できる。
比較例８、９は、冷却過程において熱的マルテンサイトが生成された場合を示している。比較例８は、Ｍｓ値が－１１０℃より高く、熱的マルテンサイトが生成され、Ｃ＋Ｎ含量が多少低いが、熱的マルテンサイトの生成のために冷間圧延ができないため、最終降伏強度は、測定できなかった。比較例９も熱的マルテンサイトの生成により冷間圧延ができなかった。
比較例８と９のＭｓ値を察し見ると、比較例９は、Ｍｓ値が－１１６．９℃と－１１０℃より低いにもかかわらず、熱的マルテンサイト相が生成されたことが確認できた。これは、前述したように、Ｍｓ値だけで冷却時に熱的マルテンサイト相の生成依存性をすべて表現することは困難であり、ＮｉとＣ＋Ｎ含量、特にＮｉ含量にも複合的に依存することを意味する。Ｍｓ値が－１１０℃以下の場合であってもＮｉ／（Ｃ＋Ｎ）値が１７．０以下であれば、Ｎｉ含量の不足により熱的マルテンサイト相が生成されることが確認できた。すなわち、Ｍｓ値が－１１０℃以下の場合であってもＭｓ値－１１７℃以上及びＮｉ／（Ｃ＋Ｎ）値が１７．０以下を同時に満たす場合には、熱的マルテンサイトが生成されることができる。
一方、前記で察し見た比較例３は、Ｍｓ値が－５１℃とかなり高いにもかかわらず、冷却過程で熱的マルテンサイトが生成されなかったが、これは高いＮｉ含量によりＮｉ／（Ｃ＋Ｎ）値が高いためであると推測された。
発明例１及び２は、本発明の合金組成をすべて満たしており、４０℃以上のＭｄ３０値によって７０％冷間圧延後、４５％以上の加工誘起マルテンサイトが生成された。また、Ｃ＋Ｎ含量がそれぞれ０．２５１％、０．２９２％と適正量含有され、図１及び２に示すように、最終冷延材の降伏強度は、２，３００ＭＰａ以上と測定された。
比較例１０～１４は、Ｎ含量が０．１１％を超えてインゴットでＮ Ｐｏｒｅが発生した。Ｎ含量が高く、低いＣ含量にもかかわらずＣ＋Ｎは、約０．２５％以上を満たして降伏強度は優れているが、鋼の表層にＮ Ｐｏｒｅ形成により表面クラックが発見された。
上述したように、本発明の例示的な実施例を説明したが、本発明はこれに限定されず、当該技術分野における通常の知識を有する者であれば、次に記載する請求範囲の概念と範囲を逸脱しない範囲内で、様々な変更及び変形が可能であることが理解できるだろう。
本発明による高強度ステンレス鋼は、高強度及び優れた疲労特性を示すことができるため、フォルダブルタイプのディスプレイ用バック－プレート素材などに活用されてもよい。

Claims (5)

  1. 重量％で、Ｃ：０．１４～０．２０％、Ｓｉ：０．８～１．０％、Ｍｎ：０超過０．５％以下、Ｃｒ：１５．０～１７．０％、Ｎｉ：４．０～５．０％、Ｍｏ：０．６～０．８％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎ：０．０５～０．１１％、残りはＦｅ及び不可避な不純物からなり、
    Ｃ＋Ｎ：０．２５％以上及び下記式１で表されるＭｄ３０値が４０℃以上を満たすことを特徴とする高強度ステンレス鋼。
    ［式１］ Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２×（Ｃ＋Ｎ）－９．２×Ｓｉ－８．１×Ｍｎ－１３．７×Ｃｒ－２９×（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５×Ｍｏ
    （ここで、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、各元素の含量（重量％）を意味する。）
  2. 下記式２で表されるＭｓ値が－１１０℃以下を満たすことを特徴とする請求項１に記載の高強度ステンレス鋼。
    ［式２］ Ｍｓ（℃）＝５０２－８１０×Ｃ－１２３０×Ｎ－１３×Ｍｎ－３０×Ｎｉ－１２×Ｃｒ－５４×Ｃｕ－４６×Ｍｏ
  3. 前記式２で表されるＭｓ値が－１１７℃以下または下記式３の値が１７．０以上を満たすことを特徴とする請求項２に記載の高強度ステンレス鋼。
    ［式３］ Ｎｉ／（Ｃ＋Ｎ）
  4. 基地組織は、面積分率で、４５％以上のマルテンサイト相と残部のオーステナイト相及びフェライト相を含み、
    前記フェライト相は、４％以下であることを特徴とする請求項１に記載の高強度ステンレス鋼。
  5. 前記ステンレス鋼は、圧下率６０％以上の冷間圧延材であり、降伏強度が２，２００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度ステンレス鋼。
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