JP2023538602A - オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高い降伏強度と優れた延伸率を同時に満足する超細粒３００系ステンレス鋼を提供する。【解決手段】重量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｎｉ：６～９％、Ｃｒ：１６～１９％、Ｎ：０．２％以下を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、鋼材全体の厚さをｔとするとき、厚さ１／４ｔ～３／４ｔで平均結晶粒サイズｄ値が５μｍ以下であり、式（１）で表現されるＡＳＰ値が１０～２５であり、式（２）の値が４３５以上であり、式（３）の値が６０００以上であることを特徴とする。（１）５５１－４６２＊（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８＊（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）（２）（１６００＊［Ｎ］）＋（７００／）＋（４＊ＡＳＰ）－（２０＊［Ｎｉ］）＋１００（３）ＹＳ＊ＥＬ－５００＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）前記式（１）、（２）、（３）で、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、各元素の重量％を意味し、ＹＳは、降伏強度（ＭＰａ）を示し、ＥＬは、延伸率（％）を意味する。【選択図】図１
Description
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法に係り、より詳しくは自動車外板用，建築用部品用など多様な素材として活用が可能なオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
オーステナイト系ステンレス鋼は、優れた成形性、加工硬化能、溶接性により運送用部品及び建築用部品など多様な用途で適用される。しかし、代表的な汎用オーステナイト系ステンレス鋼である３０４系ステンレス鋼や３０１系ステンレス鋼は、降伏強度が２００～３５０ＭＰａレベルと強度が低いため構造物に適用するには限界がある。
オーステナイト系ステンレス鋼の降伏強度を高めるための方案として調質圧延を追加的に行う場合があるが、このような方案は、追加的な工程により費用が上昇し、素材の延伸率が極度に劣化するという問題がある。
特許文献１は、フォトエッチング加工のためのレーザーメタルマスク用として冷延焼鈍材を調質圧延した後、２回のＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｆ）熱処理によりハーフエッチング（ｈａｌｆ ｅｔｃｈｉｎｇ）後にも反りが小さい３００系ステンレス鋼の製造方法を開示している。しかし、特許文献１は、エッチング性とエッチング後の反りを制御するための製造技術に関するものであり、オーステナイト相の安定化度ＡＳＰ（Ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ Ｓｔａｂｉｌｉｔｙ Ｐａｒａｍｅｔｅｒ）値が３０～５０であって、成形時に変形有機マルテンサイトの変態が急激に起きて延伸率が低下する恐れがある。
特許文献２は、原子力用部材に関するもので、平均結晶粒サイズが１０μｍ以下であるオーステナイト系ステンレス鋼を製造するために６００～７００℃で４８時間以上長時間熱処理を行った。特許文献２による場合、長時間の熱処理が必要であるので、実際の生産ラインで具現するには生産性が落ち、製造費用が上昇するという問題点がある。
本発明が目的とするところは、高い降伏強度と優れた延伸率を同時に満足する超細粒３００系ステンレス鋼を提供することである。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｎｉ：６～９％、Ｃｒ：１６～１９％、Ｎ：０．２％以下を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、鋼材全体の厚さをｔとするとき、厚さ１／４ｔ～３／４ｔで平均結晶粒サイズｄ値が５μｍ以下であり、下記式（１）で表現されるＡＳＰ値が１０～２５であり、下記式（２）の値が４３５以上であり、下記式（３）の値が６０００以上であることを特徴とする。
（１）５５１－４６２＊（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８＊（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）
（２）（１６００＊［Ｎ］）＋（７００／）＋（４＊ＡＳＰ）－（２０＊［Ｎｉ］）＋１００
（３）ＹＳ＊ＥＬ－５００＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
前記式（１）、（２）、（３）で、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、各元素の重量％を意味し、ＹＳは、降伏強度（ＭＰａ）を示し、ＥＬは、延伸率（％）を意味する。
（１）５５１－４６２＊（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８＊（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）
（２）（１６００＊［Ｎ］）＋（７００／）＋（４＊ＡＳＰ）－（２０＊［Ｎｉ］）＋１００
（３）ＹＳ＊ＥＬ－５００＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
前記式（１）、（２）、（３）で、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、各元素の重量％を意味し、ＹＳは、降伏強度（ＭＰａ）を示し、ＥＬは、延伸率（％）を意味する。
また、本発明による各オーステナイト系ステンレス鋼は、下記式（４）の値が２００以上であってもよい。
（４）Ｈｖ－（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
前記式（４）で、Ｈｖは、ビッカース硬度（Ｈｖ）、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］は、各元素の重量％を意味する。
（４）Ｈｖ－（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
前記式（４）で、Ｈｖは、ビッカース硬度（Ｈｖ）、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］は、各元素の重量％を意味する。
また、本発明による各オーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃｕ：０．４％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２５％以下、Ｖ：０．２５％以下のうち１種以上をさらに含むことができる。
また、本発明による各オーステナイト系ステンレス鋼は、前記ｔは、０．４～２．０ｍｍであってもよい。
また、本発明による各オーステナイト系ステンレス鋼は、３０℃、３．５％ ＮａＣｌ溶液に浸漬して測定した公式電位値が２５０ｍＶ以上であってもよい。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｎｉ：６～９％、Ｃｒ：１６～１９％、Ｎ：０．２％以下を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなるスラブを熱間圧延した後、常温で圧下率４０％以上で冷間圧延する段階及び７００～８５０℃で焼鈍する段階を含むことができる。
また、本発明による各オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、熱間圧延した後、焼鈍せず冷間圧延することを特徴とすることができる。
また、本発明による各オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、圧下率６０％以上で調質圧延する段階をさらに含むことができる。
本発明によれば、高強度と高延性を同時に満足する超細粒３００系ステンレス鋼を提供することができる。
また、本発明は、高強度－高延性を同時に満足するオーステナイト系ステンレス鋼を提供すると共に、高価の合金元素であるＮｉ、Ｃｒの含量を低減して経済的である。
さらに、本発明は、高強度－高延性を同時に満足すると共に、優れた耐食性を確保可能なオーステナイト系ステンレス鋼を提供することができる。
また、本発明は、高強度－高延性を同時に満足するオーステナイト系ステンレス鋼を提供すると共に、高価の合金元素であるＮｉ、Ｃｒの含量を低減して経済的である。
さらに、本発明は、高強度－高延性を同時に満足すると共に、優れた耐食性を確保可能なオーステナイト系ステンレス鋼を提供することができる。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｎｉ：６～９％、Ｃｒ：１６～１９％、Ｎ：０．２％以下を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、鋼材全体の厚さをｔとするとき、厚さ１／４ｔ～３／４ｔで平均結晶粒サイズｄ値が５μｍ以下であり、下記式（１）で表現されるＡＳＰ値が１０～２５であり、下記式（２）の値が４３５以上であり、下記式（３）の値が６０００以上であることを特徴とする。
（１）５５１－４６２＊（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８＊（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）
（２）（１６００＊［Ｎ］）＋（７００／）＋（４＊ＡＳＰ）－（２０＊［Ｎｉ］）＋１００
（３）ＹＳ＊ＥＬ－５００＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
前記式（１）、（２）、（３）で、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、各元素の重量％を意味し、ＹＳは、降伏強度（ＭＰａ）を示し、ＥＬは、延伸率（％）を意味する。
（１）５５１－４６２＊（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８＊（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）
（２）（１６００＊［Ｎ］）＋（７００／）＋（４＊ＡＳＰ）－（２０＊［Ｎｉ］）＋１００
（３）ＹＳ＊ＥＬ－５００＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
前記式（１）、（２）、（３）で、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、各元素の重量％を意味し、ＹＳは、降伏強度（ＭＰａ）を示し、ＥＬは、延伸率（％）を意味する。
以下では、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、様々な他の形態に変形され得、本発明の技術思想が以下で説明する実施形態によって限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有した者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。
本出願で用いる用語は、ただ特定の例示を説明するために用いられるものである。例えば、単数の表現は、文脈上明白に単数である必要がない限り、複数の表現を含む。付け加えて、本出願で用いられる「含む」又は「具備する」などの用語は、明細書上に記載した特徴、段階、機能、構成要素又はこれらを組み合わせたものが存在することを明確に指称するために用いられ、他の特徴や段階、機能、構成要素又はこれらを組み合わせたものの存在を予備的に排除しようと使用するものではないことに留意すべきである。
本出願で用いる用語は、ただ特定の例示を説明するために用いられるものである。例えば、単数の表現は、文脈上明白に単数である必要がない限り、複数の表現を含む。付け加えて、本出願で用いられる「含む」又は「具備する」などの用語は、明細書上に記載した特徴、段階、機能、構成要素又はこれらを組み合わせたものが存在することを明確に指称するために用いられ、他の特徴や段階、機能、構成要素又はこれらを組み合わせたものの存在を予備的に排除しようと使用するものではないことに留意すべきである。
一方、別に定義しない限り、本明細書で使用する全ての用語は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有した者が一般的に理解できるものと同一の意味を有すると見なければならない。したがって、本明細書で明確に定義しない限り、特定用語が過度に理想的や形式的な意味として解釈されてはいけない。例えば、本明細書で単数の表現は、文脈上明白に例外がない限り、複数の表現を含む。
また、本明細書の「約」、「実質的に」などは、言及した意味に固有の製造及び物質の許容誤差が提示されるときその数値で又はその数値に近接した意味で用いられ、本発明の理解を助けるために正確であるか絶対的な数値が言及された開示内容を非良心的な侵害者が不当に利用することを防止するために用いられる。
また、本明細書の「約」、「実質的に」などは、言及した意味に固有の製造及び物質の許容誤差が提示されるときその数値で又はその数値に近接した意味で用いられ、本発明の理解を助けるために正確であるか絶対的な数値が言及された開示内容を非良心的な侵害者が不当に利用することを防止するために用いられる。
オーステナイト系ステンレス鋼は、優れた成形性、加工硬化能、溶接性により多様な用途として用いられるが、降伏強度が低いという短所が存在し、降伏強度を高めるために調質圧延を行う場合、延伸率が劣位するという問題がある。本発明の発明者らは、高い降伏強度と優れた延伸率を同時に満足する鋼材として超細粒のオーステナイト系ステンレス鋼に注目した。しかし、超細粒と言っても高い降伏強度と優れた延伸率を同時に満足するものではない。鋼種ごとにＮｉ、Ｃｒ含量が相異し、オーステナイト相の安定化度によって冷間加工時のマルテンサイトの変態量が相異し、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）変態挙動によって引張カーブ特性が相異するので、降伏強度と延伸率も超細粒オーステナイト系ステンレス鋼と言っても鋼ごとに大きく相異する。本発明の発明者らは、このような影響を考慮して、高強度－高延性を同時に具現が可能な超細粒オーステナイト系ステンレス鋼の考案に至った。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｎｉ：６～９％、Ｃｒ：１６～１９％、Ｎ：０．２％以下を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなる。また、選択的に、Ｃｕ：０．４％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２５％以下、Ｖ：０．２５％以下のうち１種以上をさらに含むことができる。
以下では、前記合金組成を限定した理由に対して具体的に説明する。
Ｃ（炭素）の含量は、０．００５～０．０３重量％である。
Ｃは、オーステナイト相の安定化元素である。これを考慮して、本発明でＣは、０．００５重量％以上添加される。しかし、Ｃ含量が過多な場合、低温焼鈍時にクロム炭化物を形成して粒界耐食性を低下させる問題が発生するので、本発明でＣ含量は、０．０３重量％以下に制限される。
Ｓｉ（シリコン）の含量は、０．１～１重量％である。
Ｓｉは、製鋼時に脱酸剤として添加される成分であり、光輝焼鈍（ＢｒｉｇｈｔＡｎｎｅａｌｉｎｇ）工程を行う場合、不動態被膜にＳｉ酸化物を形成して鋼の耐食性を向上させる効果がある。これを考慮して、本発明でＳｉは、０．１重量％以上添加される。しかし、Ｓｉ含量が過多な場合、延性を低下させる問題があるので、本発明でＳｉ含量は、１．０重量％以下に制限される。
Ｃ（炭素）の含量は、０．００５～０．０３重量％である。
Ｃは、オーステナイト相の安定化元素である。これを考慮して、本発明でＣは、０．００５重量％以上添加される。しかし、Ｃ含量が過多な場合、低温焼鈍時にクロム炭化物を形成して粒界耐食性を低下させる問題が発生するので、本発明でＣ含量は、０．０３重量％以下に制限される。
Ｓｉ（シリコン）の含量は、０．１～１重量％である。
Ｓｉは、製鋼時に脱酸剤として添加される成分であり、光輝焼鈍（ＢｒｉｇｈｔＡｎｎｅａｌｉｎｇ）工程を行う場合、不動態被膜にＳｉ酸化物を形成して鋼の耐食性を向上させる効果がある。これを考慮して、本発明でＳｉは、０．１重量％以上添加される。しかし、Ｓｉ含量が過多な場合、延性を低下させる問題があるので、本発明でＳｉ含量は、１．０重量％以下に制限される。
Ｍｎ（マンガン）の含量は、０．１～１．０重量％である。
Ｍｎは、オーステナイト相の安定化元素である。これを考慮して、本発明でＭｎは、０．１重量％以上添加される。しかし、Ｍｎ含量が過多な場合、耐食性を低下させる問題があるので、本発明でＭｎの含量は、１．０重量％以下に制限される。
Ｎｉ（ニッケル）の含量は、６．０～９．０重量％である。
Ｎｉは、オーステナイト相の安定化元素であり、鋼材を軟質化する効果がある。これを考慮して、本発明でＮｉは、６．０重量％以上添加される。しかし、Ｎｉ含量が過多な場合、費用が上昇する問題があるので、本発明でＮｉの含量は、９．０重量％以下に制限される。
Ｍｎは、オーステナイト相の安定化元素である。これを考慮して、本発明でＭｎは、０．１重量％以上添加される。しかし、Ｍｎ含量が過多な場合、耐食性を低下させる問題があるので、本発明でＭｎの含量は、１．０重量％以下に制限される。
Ｎｉ（ニッケル）の含量は、６．０～９．０重量％である。
Ｎｉは、オーステナイト相の安定化元素であり、鋼材を軟質化する効果がある。これを考慮して、本発明でＮｉは、６．０重量％以上添加される。しかし、Ｎｉ含量が過多な場合、費用が上昇する問題があるので、本発明でＮｉの含量は、９．０重量％以下に制限される。
Ｃｒ（クロム）の含量は、１６．０～１９．０重量％である。
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性の向上のための主要元素である。これを考慮して、本発明でＣｒは、１６．０重量％以上添加される。しかし、Ｃｒ含量が過多な場合、鋼材が硬質化され、冷間圧延時に変形有機マルテンサイトの変態を抑制させる問題があるので、本発明でＣｒの含量は、１９．０重量％以下に制限される。
Ｎ（窒素）の含量は、０．２重量％以下である。
Ｎは、オーステナイト相の安定化元素であり、鋼材の強度を向上させる。しかし、Ｎ含量が過多な場合、鋼材が硬質化され、熱間加工性が低下する問題があるので、本発明でＮの含量は、０．２重量％以下に制限される。
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性の向上のための主要元素である。これを考慮して、本発明でＣｒは、１６．０重量％以上添加される。しかし、Ｃｒ含量が過多な場合、鋼材が硬質化され、冷間圧延時に変形有機マルテンサイトの変態を抑制させる問題があるので、本発明でＣｒの含量は、１９．０重量％以下に制限される。
Ｎ（窒素）の含量は、０．２重量％以下である。
Ｎは、オーステナイト相の安定化元素であり、鋼材の強度を向上させる。しかし、Ｎ含量が過多な場合、鋼材が硬質化され、熱間加工性が低下する問題があるので、本発明でＮの含量は、０．２重量％以下に制限される。
以下では、選択的合金成分であるＣｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの含量を限定した理由に対して具体的に説明する。
Ｃｕ（銅）の含量は、０．４重量％以下であってもよい。
Ｃｕは、オーステナイト相の安定化元素である。しかし、Ｃｕ含量が過多な場合、鋼材の耐食性が低下し、費用が上昇する問題があるので、本発明でＣｕの含量は、０．４重量％以下に制限される。
Ｍｏ（モリブデン）の含量は、０．２重量％以下であってもよい。
Ｍｏは、耐食性と加工性を向上させる効果がある。しかし、Ｍｏ含量が過多な場合、費用が上昇する問題があるので、本発明でＭｏの含量は、０．２重量％以下に制限される。
Ｎｂ（ニオビウム）又はＶ（バナジウム）の含量は、０．２５重量％以下であってもよい。
ＮｂとＶは、添加時に（Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）析出物を形成して結晶粒の成長を抑制する効果がある。しかし、Ｎｂ、Ｖの含量が過多な場合、費用が上昇する問題があるので、本発明でＮｂ、Ｖの含量は、それぞれ０．２５重量％以下に制限される。
Ｃｕ（銅）の含量は、０．４重量％以下であってもよい。
Ｃｕは、オーステナイト相の安定化元素である。しかし、Ｃｕ含量が過多な場合、鋼材の耐食性が低下し、費用が上昇する問題があるので、本発明でＣｕの含量は、０．４重量％以下に制限される。
Ｍｏ（モリブデン）の含量は、０．２重量％以下であってもよい。
Ｍｏは、耐食性と加工性を向上させる効果がある。しかし、Ｍｏ含量が過多な場合、費用が上昇する問題があるので、本発明でＭｏの含量は、０．２重量％以下に制限される。
Ｎｂ（ニオビウム）又はＶ（バナジウム）の含量は、０．２５重量％以下であってもよい。
ＮｂとＶは、添加時に（Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）析出物を形成して結晶粒の成長を抑制する効果がある。しかし、Ｎｂ、Ｖの含量が過多な場合、費用が上昇する問題があるので、本発明でＮｂ、Ｖの含量は、それぞれ０．２５重量％以下に制限される。
本発明の残り成分は、鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入され得るので、これを排除することはできない。前記不純物は、通常の製造過程の技術者であれば、誰でも分かるものであるので、その全ての内容を特に本明細書で言及しない。
本発明のステンレス鋼は、各合金元素の含量を上述した条件で制限すること以外にも、次のようにさらに限定することができる。
式（１）で表現されるＡＳＰ（Ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ Ｓｔａｂｉｌｉｔｙ Ｐａｒａｍｅｔｅｒ）値が１０～２５以下であってもよい。
（１）５５１－４６２＊（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８＊（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）
式（１）で、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、各元素の重量％を意味する。添加されない元素は、０重量％を式（１）に代入して導出する。
式（１）は、ステンレス鋼を０．３真ひずみ（ｔｒｕｅ ｓｔｒａｉｎ）で変形させたとき、オーステナイトの５０％がマルテンサイトに変態する温度を意味するものであって、オーステナイト相の安定化度の指標として活用される。式（１）の値が低いほどオーステナイト相の安定化度が高いことを意味し、変形時に変態される加工有機マルテンサイトの量が少なくなる。
式（１）の値が１０未満であると、冷間圧延によるオーステナイト相からマルテンサイト相へ変態するＴＲＩＰ変態量が低いため、冷間圧延材のマルテンサイトの分率が低くなり、残留オーステナイト（ｒｅｔａｉｎｅｄ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の分率が高くなる。加工有機マルテンサイト量が減るにしたがって低温焼鈍により逆変態オーステナイト（ｒｅｖｅｒｔｅｄ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相となる割合が低くなり、マルテンサイトに変態しない残留オーステナイト相の分率は高いため、超細粒を確保しにくくなる。式（１）の値が２５を超過すると、冷間圧延によるＴＲＩＰ変態は活性化されるが、過度に速いＴＲＩＰ変態速度により低い延伸率値を示すという問題がある。
式（１）で表現されるＡＳＰ（Ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ Ｓｔａｂｉｌｉｔｙ Ｐａｒａｍｅｔｅｒ）値が１０～２５以下であってもよい。
（１）５５１－４６２＊（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８＊（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）
式（１）で、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、各元素の重量％を意味する。添加されない元素は、０重量％を式（１）に代入して導出する。
式（１）は、ステンレス鋼を０．３真ひずみ（ｔｒｕｅ ｓｔｒａｉｎ）で変形させたとき、オーステナイトの５０％がマルテンサイトに変態する温度を意味するものであって、オーステナイト相の安定化度の指標として活用される。式（１）の値が低いほどオーステナイト相の安定化度が高いことを意味し、変形時に変態される加工有機マルテンサイトの量が少なくなる。
式（１）の値が１０未満であると、冷間圧延によるオーステナイト相からマルテンサイト相へ変態するＴＲＩＰ変態量が低いため、冷間圧延材のマルテンサイトの分率が低くなり、残留オーステナイト（ｒｅｔａｉｎｅｄ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の分率が高くなる。加工有機マルテンサイト量が減るにしたがって低温焼鈍により逆変態オーステナイト（ｒｅｖｅｒｔｅｄ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相となる割合が低くなり、マルテンサイトに変態しない残留オーステナイト相の分率は高いため、超細粒を確保しにくくなる。式（１）の値が２５を超過すると、冷間圧延によるＴＲＩＰ変態は活性化されるが、過度に速いＴＲＩＰ変態速度により低い延伸率値を示すという問題がある。
式（２）の値が４３５以上であってもよい。
（２）（１６００＊［Ｎ］）＋（７００／）＋（４＊ＡＳＰ）－（２０＊［Ｎｉ］）＋１００
式（２）で、［Ｎ］、［Ｎｉ］は、各元素の重量％を意味する。ＡＳＰは、式（１）のＡＳＰ値を意味する。ｄは、鋼材全体の厚さをｔとするとき、厚さ１／４ｔ～３／４ｔで平均結晶粒サイズを意味する。
本発明のｔは、０．４～２．０ｍｍであってもよい。構造用部品は、０．４～２．０ｍｍの厚さを有する素材が多く適用され、本発明によると、当該厚さ範囲で高強度－高延性を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供することができる。
本発明の一例によるｄは、５μｍ以下であってもよい。
ｄが５μｍを超過すると、ホール－ペッチ方程式（Ｈａｌｌ－Ｐｅｔｃｈ ｅｑｕａｔｉｏｎ）により低い降伏強度を有することになり、これは、ＹＳ＊Ｅｌ値を低くする原因となる。
式（２）は、高強度を確保するためのパラメーターであって、強度に影響を及ぼす要素であるＮ、Ｎｉ含量、結晶粒サイズ、オーステナイト相の安定化度を考慮したパラメーターである。式（２）の値が４３５未満であると、十分な高強度を確保することができなくなる。
（２）（１６００＊［Ｎ］）＋（７００／）＋（４＊ＡＳＰ）－（２０＊［Ｎｉ］）＋１００
式（２）で、［Ｎ］、［Ｎｉ］は、各元素の重量％を意味する。ＡＳＰは、式（１）のＡＳＰ値を意味する。ｄは、鋼材全体の厚さをｔとするとき、厚さ１／４ｔ～３／４ｔで平均結晶粒サイズを意味する。
本発明のｔは、０．４～２．０ｍｍであってもよい。構造用部品は、０．４～２．０ｍｍの厚さを有する素材が多く適用され、本発明によると、当該厚さ範囲で高強度－高延性を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供することができる。
本発明の一例によるｄは、５μｍ以下であってもよい。
ｄが５μｍを超過すると、ホール－ペッチ方程式（Ｈａｌｌ－Ｐｅｔｃｈ ｅｑｕａｔｉｏｎ）により低い降伏強度を有することになり、これは、ＹＳ＊Ｅｌ値を低くする原因となる。
式（２）は、高強度を確保するためのパラメーターであって、強度に影響を及ぼす要素であるＮ、Ｎｉ含量、結晶粒サイズ、オーステナイト相の安定化度を考慮したパラメーターである。式（２）の値が４３５未満であると、十分な高強度を確保することができなくなる。
式（３）の値が６０００以上であってもよい。
（３）ＹＳ＊ＥＬ－５００＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
式（３）で、ＹＳは、降伏強度（ＭＰａ）、ＥＬは、延伸率（％）、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］は、各元素の重量％を意味する。
式（３）のＹＳ＊ＥＬ値は、Ｃｒ、Ｎｉ含量により多くの影響を受けることになる。例えば、Ｃｒ、Ｎｉ含量が少ないと、ＴＲＩＰ変態が容易に起きてＹＳ＊ＥＬ値が高くなる傾向が存在する。式（３）の値が６０００未満であると、高強度－高延性を同時に満足できないという問題がある。
（３）ＹＳ＊ＥＬ－５００＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
式（３）で、ＹＳは、降伏強度（ＭＰａ）、ＥＬは、延伸率（％）、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］は、各元素の重量％を意味する。
式（３）のＹＳ＊ＥＬ値は、Ｃｒ、Ｎｉ含量により多くの影響を受けることになる。例えば、Ｃｒ、Ｎｉ含量が少ないと、ＴＲＩＰ変態が容易に起きてＹＳ＊ＥＬ値が高くなる傾向が存在する。式（３）の値が６０００未満であると、高強度－高延性を同時に満足できないという問題がある。
式（４）の値が２００以上であってもよい。
（４）Ｈｖ－（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
式（４）で、Ｈｖは、ビッカース硬度（Ｈｖ）、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］は、各元素の重量％を意味する。
式（４）のＨｖ値は、Ｃｒ、Ｎｉ含量により多くの影響を受けることになる。例えば、Ｃｒ、Ｎｉ含量が少ないと、ＴＲＩＰ変態が容易に起き、これによって、冷間変形時に加工有機マルテンサイトの変態量が多くなる。その結果、鋼材の硬度が上昇する。式（４）の値が２００未満であると、十分な硬度を確保できないという問題がある。
（４）Ｈｖ－（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
式（４）で、Ｈｖは、ビッカース硬度（Ｈｖ）、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］は、各元素の重量％を意味する。
式（４）のＨｖ値は、Ｃｒ、Ｎｉ含量により多くの影響を受けることになる。例えば、Ｃｒ、Ｎｉ含量が少ないと、ＴＲＩＰ変態が容易に起き、これによって、冷間変形時に加工有機マルテンサイトの変態量が多くなる。その結果、鋼材の硬度が上昇する。式（４）の値が２００未満であると、十分な硬度を確保できないという問題がある。
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、高強度－高延性を同時に満足するだけでなく、耐食性にも優れる。一例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、３０℃、３．５％ ＮａＣｌ溶液に浸漬して測定した公式電位値が２５０ｍＶ以上であってもよい。
本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、調質圧延後の引張強度が１７５０ＭＰａ以上であってもよい。
本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｎｉ：６～９％、Ｃｒ：１６～１９％、Ｎ：０．２％以下を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなるスラブを熱間圧延した後、常温で圧下率４０％以上で冷間圧延する段階及び７００～８５０℃で焼鈍する段階を含むことができる。
冷間圧延時の圧下率が４０％未満であると、ＡＳＰ１０～２５範囲を有する本発明のオーステナイト系ステンレス鋼のＴＲＩＰ変態量が過度に低いため冷間圧延材のマルテンサイト分率が低くなり、残留オーステナイト相の分率が高くなる。加工有機マルテンサイト量が減るにしたがって後続する低温焼鈍により逆変態オーステナイト相となる割合が低くなり、マルテンサイトに変態しない残留オーステナイト相の分率は高いため超細粒の結晶粒を確保しにくくなる。
本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、調質圧延後の引張強度が１７５０ＭＰａ以上であってもよい。
本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｎｉ：６～９％、Ｃｒ：１６～１９％、Ｎ：０．２％以下を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなるスラブを熱間圧延した後、常温で圧下率４０％以上で冷間圧延する段階及び７００～８５０℃で焼鈍する段階を含むことができる。
冷間圧延時の圧下率が４０％未満であると、ＡＳＰ１０～２５範囲を有する本発明のオーステナイト系ステンレス鋼のＴＲＩＰ変態量が過度に低いため冷間圧延材のマルテンサイト分率が低くなり、残留オーステナイト相の分率が高くなる。加工有機マルテンサイト量が減るにしたがって後続する低温焼鈍により逆変態オーステナイト相となる割合が低くなり、マルテンサイトに変態しない残留オーステナイト相の分率は高いため超細粒の結晶粒を確保しにくくなる。
本発明によると、熱延材を冷間圧延した後、７００～８５０℃で低温焼鈍することができる。低温焼鈍温度が７００℃未満であると、加工有機マルテンサイト相から逆変態オーステナイト相への再結晶が発生しないという問題点がある。一方、低温焼鈍温度が８５０℃を超過すると、逆変態オーステナイトの結晶粒サイズが粗大となって降伏強度が低くなる恐れがある。
本発明の一例によると、熱間圧延した後、焼鈍せず冷間圧延することができる。
また、上述した製造段階に引き続き強度をよりさらに高めるために圧下率６０％以上で調質圧延圧延する段階をさらに含むことができる。
本発明の一例によると、熱間圧延した後、焼鈍せず冷間圧延することができる。
また、上述した製造段階に引き続き強度をよりさらに高めるために圧下率６０％以上で調質圧延圧延する段階をさらに含むことができる。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。ただし、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載した事項とそれから合理的に類推される事項によって決定あれるものであるからである。
＜実施例＞
表１の成分を有するスラブを熱間圧延した後に焼鈍を行わず、常温で総圧下率４０％以上で冷間圧延した。その後、７００～８５０℃で焼鈍して厚さが０．４～２．０ｍｍである冷延焼鈍材を製造した。
＜実施例＞
表１の成分を有するスラブを熱間圧延した後に焼鈍を行わず、常温で総圧下率４０％以上で冷間圧延した。その後、７００～８５０℃で焼鈍して厚さが０．４～２．０ｍｍである冷延焼鈍材を製造した。
表１で、ＡＳＰは、オーステナイト相の安定化度を示す下の式（１）に表１の合金組成を代入して導出した値である。
（１）５５１－４６２＊（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８＊（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）
式（１）で、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、各元素の重量％を意味する。
（１）５５１－４６２＊（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８＊（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）
式（１）で、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、各元素の重量％を意味する。
表２のｄは、表１の冷延焼鈍材の全体厚さをｔとするとき、厚さ１／４ｔ～３／４ｔで平均結晶粒サイズ（μｍ）を意味する。表２の式（２）は、下記式（２）により導出された値を意味する。
（２）（１６００＊［Ｎ］）＋（７００／）＋（４＊ＡＳＰ）－（２０＊［Ｎｉ］）＋１００
式（２）の値は、表１の［Ｎ］、［Ｎｉ］の重量％と、ＡＳＰ値を代入し、表２のｄ値を代入して導出した。
表２の式（３）は、下記式（３）で導出した値を意味する。
（３）ＹＳ＊ＥＬ－５００＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
（２）（１６００＊［Ｎ］）＋（７００／）＋（４＊ＡＳＰ）－（２０＊［Ｎｉ］）＋１００
式（２）の値は、表１の［Ｎ］、［Ｎｉ］の重量％と、ＡＳＰ値を代入し、表２のｄ値を代入して導出した。
表２の式（３）は、下記式（３）で導出した値を意味する。
（３）ＹＳ＊ＥＬ－５００＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
式（３）値は、後述の条件で測定された降伏強度（ＹＳ、ＭＰａ）、延伸率（ＥＬ、％）と、表１の［Ｎｉ］、［Ｃｒ］重量％を代入して導出した。
降伏強度（ＹＳ、ＭＰａ）、延伸率（ＥＬ、％）は、製造された冷延焼鈍材を規格ＪＩＳ１３Ｂによる試験片で常温でクロスヘッド（ｃｒｏｓｓｈｅａｄ）１０ｍｍ／ｍｉｎ～２０ｍｍ／ｍｉｎ範囲で引張試験を行った後に測定した。
表２の式（４）は、下記式（４）で導出した値を意味する。
（４）Ｈｖ－（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
前記式（４）の値は、後述される条件で測定されたビッカース硬度（Ｈｖ）、表１の［Ｎｉ］、［Ｃｒ］重量％を代入して導出した。
ビッカース硬度（Ｈｖ）は、ビッカース硬度機を用いて２ｋｇｆの荷重で測定した値である。
表２の公式電位（ｍＶ）は、３０℃、３．５％ ＮａＣｌ溶液に冷延焼鈍材を浸漬して測定された値である。
降伏強度（ＹＳ、ＭＰａ）、延伸率（ＥＬ、％）は、製造された冷延焼鈍材を規格ＪＩＳ１３Ｂによる試験片で常温でクロスヘッド（ｃｒｏｓｓｈｅａｄ）１０ｍｍ／ｍｉｎ～２０ｍｍ／ｍｉｎ範囲で引張試験を行った後に測定した。
表２の式（４）は、下記式（４）で導出した値を意味する。
（４）Ｈｖ－（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
前記式（４）の値は、後述される条件で測定されたビッカース硬度（Ｈｖ）、表１の［Ｎｉ］、［Ｃｒ］重量％を代入して導出した。
ビッカース硬度（Ｈｖ）は、ビッカース硬度機を用いて２ｋｇｆの荷重で測定した値である。
表２の公式電位（ｍＶ）は、３０℃、３．５％ ＮａＣｌ溶液に冷延焼鈍材を浸漬して測定された値である。
表１、２に示すとおり、発明例１～８は、ＡＳＰ値が１０～２５、ｄ値が５μｍ以下、式（２）の値が４３５以上、式（３）の値が６０００以上を満足して高強度－高延性及び優れた耐食性を確保することができた。また、表２に示すとおり、発明例１～８の式（４）の値が２００以上であり、公式電位は、２５０ｍＶ以上であった。比較例６～１８は、本発明が限定するＡＳＰ値の範囲を脱した。ＡＳＰ値が２５を超過する比較例６～１３、１８は、成形時に過度に速いＴＲＩＰ変態速度により低い延伸率を示した。ＡＳＰ値が１０未満である比較例１４～１７は、残留オーステナイト相の分率が高いため超細粒を確保できかった。
比較例１～５、７、１０、１３～１７は、本発明が限定するｄ値の範囲を脱して結晶粒が粗大に形成された。その結果、高強度－高延性を同時に満足しなかった。
比較例３～５、１３～１７は、本発明が限定する式（２）の値の範囲を満足しなかった。その結果、高強度－高延性を同時に満足しなかった。
比較例２、５～１７は、本発明が限定する式（３）の値の範囲を満足しなかった。その結果、高強度－高延性を同時に満足しなかった。
比較例１，３～５、７、１０、１２、１４～１７は、本発明が限定する式（４）の値の範囲を満足しなかった。その結果、十分な硬度を確保しなかった。
比較例１８は、多量のＭｎを含量しているので耐食性が低下し、公式電位は、３０ｍＶと低かった。
比較例１～５、７、１０、１３～１７は、本発明が限定するｄ値の範囲を脱して結晶粒が粗大に形成された。その結果、高強度－高延性を同時に満足しなかった。
比較例３～５、１３～１７は、本発明が限定する式（２）の値の範囲を満足しなかった。その結果、高強度－高延性を同時に満足しなかった。
比較例２、５～１７は、本発明が限定する式（３）の値の範囲を満足しなかった。その結果、高強度－高延性を同時に満足しなかった。
比較例１，３～５、７、１０、１２、１４～１７は、本発明が限定する式（４）の値の範囲を満足しなかった。その結果、十分な硬度を確保しなかった。
比較例１８は、多量のＭｎを含量しているので耐食性が低下し、公式電位は、３０ｍＶと低かった。
図１は、式（２）の値、式（３）の値によって発明例、比較例の範囲を示した図である。図１を参照すると、本発明が限定する式（２）、式（３）の値の範囲内に全ての発明例が含まれることを確認することができ、当該範囲で高強度－高延性特性を同時に満足するオーステナイト系ステンレス鋼を提供することができる。一方、比較例の場合、式（２）の値の範囲及び／又は式（３）の値の範囲を満足しておらず、この場合、高強度－高延性特性を同時に満足しにくい。
図２の（ａ）～図２の（ｃ）は、発明例、比較例の平均結晶粒サイズｄを比較するための図である。図２の（ａ）と図２の（ｂ）は、本発明による図面であり、図２の（ｃ）は、比較例による図面である。図２の（ａ）、図２の（ｂ）と図２の（ｃ）を比較すると、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、ｄ値が５μｍ以下と超細粒であることを確認することができる。
図３の（ａ）～図３の（ｃ）は、発明例のＳｔｒａｉｎ（％）－Ｓｔｒｅｓｓ（ＭＰａ）曲線を示したグラフである。
図４の（ａ）～図４の（ｃ）は、比較例のＳｔｒａｉｎ（％）－Ｓｔｒｅｓｓ（ＭＰａ）曲線を示したである。
図２の（ａ）～図２の（ｃ）は、発明例、比較例の平均結晶粒サイズｄを比較するための図である。図２の（ａ）と図２の（ｂ）は、本発明による図面であり、図２の（ｃ）は、比較例による図面である。図２の（ａ）、図２の（ｂ）と図２の（ｃ）を比較すると、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、ｄ値が５μｍ以下と超細粒であることを確認することができる。
図３の（ａ）～図３の（ｃ）は、発明例のＳｔｒａｉｎ（％）－Ｓｔｒｅｓｓ（ＭＰａ）曲線を示したグラフである。
図４の（ａ）～図４の（ｃ）は、比較例のＳｔｒａｉｎ（％）－Ｓｔｒｅｓｓ（ＭＰａ）曲線を示したである。
以上、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、当該技術分野において通常の知識を有した者であれば、次に記載する特許請求の範囲の概念と範囲を脱しない範囲内で多様に変更及び変形が可能であることを理解すべきである。
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、高強度と高延性を同時に満足し、高価の合金元素であるＮｉ、Ｃｒの含量を低減して経済的であり、優れた耐食性を確保することができる。したがって、自動車外板用、建築用部品用など多様な素材として活用が可能である。
Claims (8)
- 重量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｎｉ：６～９％、Ｃｒ：１６～１９％、Ｎ：０．２％以下を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、
鋼材全体の厚さをｔとするとき、厚さ１／４ｔ～３／４ｔで平均結晶粒サイズｄ値が５μｍ以下であり、式（１）で表現されるＡＳＰ値が１０～２５であり、式（２）の値が４３５以上であり、式（３）の値が６０００以上であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
（１）５５１－４６２＊（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８＊（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）
（２）（１６００＊［Ｎ］）＋（７００／）＋（４＊ＡＳＰ）－（２０＊［Ｎｉ］）＋１００
（３）ＹＳ＊ＥＬ－５００＊（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
（式（１）、（２）、（３）で、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、各元素の重量％を意味し、ＹＳは、降伏強度（ＭＰａ）を示し、ＥＬは、延伸率（％）を意味する。） - 式（４）値が２００以上であることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
（４）Ｈｖ－（［Ｎｉ］＋［Ｃｒ］）
（式（４）で、Ｈｖは、ビッカース硬度（Ｈｖ）、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］は、各元素の重量％を意味する。） - 重量％で、Ｃｕ：０．４％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２５％以下、Ｖ：０．２５％以下のうち１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
- ｔは、０．４～２．０ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
- ３０℃、３．５％ ＮａＣｌ溶液に浸漬して測定した公式電位値が２５０ｍＶ以上であることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
- 請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法であって、
重量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｎｉ：６～９％、Ｃｒ：１６～１９％、Ｎ：０．２％以下を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなるスラブを熱間圧延した後、常温で圧下率４０％以上の冷間圧延をする段階、及び
７００～８５０℃で焼鈍する段階を含むことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。 - 熱間圧延した後、焼鈍せず冷間圧延することを特徴とする請求項６に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
- 圧下率６０％以上で調質圧延する段階をさらに含むことを特徴とする請求項６に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
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