JP4870844B1 - 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】冷間加工を施す必要がなく、固溶化処理後に時効処理を施すだけで高強度が得られると共に、時効処理条件が広く、しかも、連続鋳造法で製造することが可能で、製造性にも優れる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０７以下、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：４．０〜１０．０％、Ｃｒ：１１．０〜１８．０％、Ｍｏ：４．０％以下、Ｃｕ：２．０〜８．０％、Ａｌ：０．１〜２．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．８０％およびＮ：０．０５％以下を含有し、かつ、ＣｕとＡｌが、Ｃｕ＋４．０×Ａｌ≧６．０％を満たして含有し、マルテンサイト変態開始点が９０〜１６０℃の範囲にあり、かつ、オーステナイト生成量が１．０〜９．０ｖｏｌ％の範囲にある析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
【選択図】図３

Description

本発明は、スチールベルトやプレスプレートなどに用いて好適な、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に関するものである。

析出硬化型ステンレス鋼は、マルテンサイト組織に時効処理を施すことで、容易に引張強さや硬さを高める（以降、単に「強度」とも称する。）ことができることから、スチールベルトやプレスプレートなどの用途に広く用いられている。その代表的なものとしては、ＳＵＳ６３０やＳＵＳ６３１等を挙げることができる。

上記ＳＵＳ６３１は、析出硬化型のセミオーステナイト系ステンレス鋼であり、固溶化状態においては準安定オーステナイト相である。この鋼を高強度化するには、冷間加工を施して加工誘起マルテンサイト組織にした後、時効処理を施す必要があり、製造性が悪いという問題がある。また、析出硬化元素としてＡｌを多量に含有しており、高温において、δフェライト相の析出を促進するため、熱間加工性が悪く、製造歩留りが低いという問題もある。

一方、ＳＵＳ６３０は、析出硬化型のマルテンサイト系ステンレス鋼であり、固溶化状態においてマルテンサイト組織であるため、冷間加工を施す必要がなく、時効処理を施すだけで高強度を得ることができる。また、高温におけるδフェライト量は、ＳＵＳ６３１より少ないため製造性も良好である。しかし、この鋼は、時効処理によってε−Ｃｕを析出させて強度を高めているが、十分な強度を得るには、４５０〜５００℃という狭い温度範囲で、時間を厳密に管理して時効処理を施す必要がある。加えて、このような時効処理を施しても、到達強度は高々１５００ＭＰａ程度であり、これ以上の強度を得るのは難しい。

また、ＳＵＳ６３０は、固溶化状態においては、マルテンサイト組織であるために硬質で形状矯正が困難であり、平坦度を確保するのが難しく、スチールベルトやプレスプレートなどを製造するのに困難をともなう。さらに、連続鋳造でスラブを製造しようとした場合には、マルテンサイト変態開始点Ｍｓ（以降、「Ｍｓ点」とも称する。）を制御しないと、スラブ割れが発生するため、歩留り低下を招いてしまうという問題もある。

なお、ＳＵＳ６３０と同じ析出硬化型のマルテンサイト系ステンレス鋼としては、例えば、特許文献１に開示された鋼がある。この鋼は、ＴｉとＳｉを析出硬化元素として添加し、時効処理によって析出相を析出させることで、ＳＵＳ６３０と同等以上の強度を得ることができる。また、時効処理条件がＳＵＳ６３０より広いという特長を有している。

特公昭５９−４９３０３号公報

しかしながら、スチールベルトやプレスプレート等を製造する際の製造性の観点からは、特許文献１の鋼よりも時効処理条件がさらに広いものが求められている。また、特許文献１には、さらに高強度化を図るために、時効処理前に圧下率５０％以下の冷間圧延を施すことが提案されているが、マルテンサイト相は高強度であり、形状を確保しながら圧延するのは難しい。また、この鋼は、Ｔｉを多量に添加しているため、連続鋳造ではノズル閉塞を起こしたり、スラブ表面品質を悪化させたりするという問題もある。そのため、現状では、生産性や品質面で優れる連続鋳造法を適用するのは難しく、専ら、造塊−分塊圧延法で製造せざるを得ないという問題点もある。

そこで、本発明の目的は、冷間圧延等の冷間加工を施す必要がなく、固溶化処理後に時効処理を施すだけで高強度を得ることができると共に、その時効処理条件が広く、しかも、連続鋳造法で製造することが可能で、熱間加工性や冷間加工性にも優れる等、製造性にも優れる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供することにある。

発明者らは、上記課題の解決に向けて合金元素および鋼組織に着目し鋭意検討を重ねた。その結果、固溶化処理後の組織を実質的にマルテンサイト組織とし、かつ、製造性を確保するためには、マルテンサイト変態開始点およびδフェライトの生成量を適正範囲に制御することが重要であること、また、上記マルテンサイト組織において時効処理のみで高強度を得るためには、析出硬化元素としてＣｕとＡｌを複合添加することが有効であることを見出し、本発明を開発するに至った。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．０７ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．１〜２．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１１．０〜１８．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：４．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０５〜０．８０ｍａｓｓ％およびＮ：０．０５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、ＣｕとＡｌが、Ｃｕ＋４．０×Ａｌ≧６．０ｍａｓｓ％を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼である。

本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、下記（１）式；
Ｍｓｃａｌ（℃）＝１２４０．１−１３００．３×（Ｃ＋Ｎ）−２７．８×Ｓｉ−３３．３×Ｍｎ−６１．１×Ｎｉ−４１．７×Ｃｒ−４４．３×Ｍｏ−２７．４×Ｃｕ＋３２．８×Ｎｂ＋２４．２×Ａｌ ・・・（１）
で定義されるＭｓｃａｌが９０〜１６０℃の範囲にあり、かつ、下記（２）式；
δｃａｌ（ｖｏｌ％）＝４．３×（１．３×Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋２．２×Ａｌ＋Ｎｂ）−３．９×（３０×Ｃ＋３０×Ｎ＋Ｎｉ＋０．８×Ｍｎ＋０．３×Ｃｕ）−３１．５ ・・・（２）
で定義されるδｃａｌが１．０〜９．０ｖｏｌ％の範囲にあることを特徴とする。ここで、上記（１）および（２）式中の各元素記号は、その成分の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。

また、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、ビッカース硬さＨＶ４５０以上が、下記（３）式；
Ａ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ）／１０００ ・・・（３）
ここで、Ｔ：時効温度（℃）、ｔ：時効時間（ｈｒ）
で定義されるＡ値が１３．８〜１７．０の範囲となる条件で時効処理を施すことで得られることを特徴とする。

本発明によれば、時効処理後の強度が高く、かつ、その時効処理条件の選択範囲が広く、しかも、連続鋳造で製造できるとともに、熱間加工性や冷間加工性等の製造性にも優れる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を安定して提供することができる。

時効処理後の引張強さに及ぼすＣｕとＡｌ含有量の影響を示すグラフである。 時効処理後の引張強さに及ぼす（Ｃｕ＋４．０×Ａｌ）の影響を示すグラフである。 時効処理後のビッカース硬さと焼戻しパラメータＡとの関係を示すグラフである。 マルテンサイト変態開始点がスラブ割れに及ぼす影響を示すグラフである。 時効処理後の引張強さとマルテンサイト変態開始点との関係を示すグラフである。 マルテンサイト変態開始点の予測値と実測値との関係を示すグラフである。 製造性に及ぼすδフェライトの体積率の影響を示すグラフである。 δフェライトの体積率の予測値と実測値との関係を示すグラフである。 固溶化処理後のビッカース硬さに及ぼすＣ含有量の影響を示すグラフである。 固溶化処理後のビッカース硬さに及ぼすＮｂ含有量の影響を示すグラフである。 平坦度の測定方法を説明する図である。

まず、本発明を開発するに至った経緯と基本的な技術思想について説明する。
発明者らは、Ｔｉを添加することなく、時効後の目標強度（引張強さＴＳ≧１６００ＭＰａおよびビッカース硬さＨＶ≧４５０）を達成するべく、析出硬化元素として有効な元素を見出すため、Ｖ，Ｎｂ，Ｗ，Ｓｉ等の各種元素を個々に添加した鋼を溶製し、時効処理による強度上昇量を調査した。その結果、ＣｕとＡｌが有効であるが、これらの元素を単独添加しただけでは、本発明が目的とする時効後強度を得ることは難しいことが明らかとなった。

そこで、ＣｕとＡｌを複合添加したときの時効後強度に及ぼす影響を調査するため、Ｃ：０．０４ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６４ｍａｓｓ％、Ｎｉ：６．３８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１３．２１ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．５３ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．２０ｍａｓｓ％およびＮ：０．０１ｍａｓｓ％を含有する成分系の鋼をベースとし、これにＣｕとＡｌの量を種々に変えて複合添加した鋼を溶製して１０ｋｇ鋼塊とし、これを熱間圧延し、冷間圧延して板厚２ｍｍの鋼板とした後、１０５０℃の温度で固溶化処理後、４８０℃×１ｈｒの時効処理を施した。

斯くして得られた鋼板について引張試験を行い、引張強さＴＳを測定した。図１および図２は、上記測定の結果を示したものであり、時効処理後の強度は、ＣｕおよびＡｌのそれぞれの添加量にほぼ比例して上昇していること、また、その上昇量は、（Ｃｕ＋４．０×Ａｌ）（ｍａｓｓ％）で整理することができる、即ち、ＣｕとＡｌの析出硬化能は加算的であることがわかった。因みに、ＣｕとＡｌを複合添加したマルテンサイト系ステンレス鋼については多くの研究がなされているが、このような多量のＣｕとＡｌを同時に添加して、その析出硬化能を調査したものは見当たらない。

次いで、発明者らは、析出硬化に及ぼす時効温度と時間の影響を調査する実験を行った。この実験では、前述したベース鋼に、Ｃｕ：３．１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．９８ｍａｓｓ％を添加した鋼（本発明鋼）を溶製し、上記と同様にして板厚２．０ｍｍの鋼板とした後、その鋼板に、温度を４００〜６００℃、時間を０．５〜５ｈｒの間で種々に変化させて時効処理を施し、時効処理後のビッカース硬さＨｖ（２０ｋｇ）を測定した。なお、比較として、従来のＳＵＳ６３０についても同様の測定を行った。

一般に、時効処理の効果は、時効処理温度と時間の二つのパラメータで変化することが知られており、先行技術論文（「鉄と鋼」、ｖｏｌ．８６（２０００）、Ｎｏ．５、ｐ３４３〜３４８）には、下記（３）式；
Ａ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ）／１０００ ・・・（３）
ここで、Ｔ：時効温度（℃）、ｔ：時効時間（ｈｒ）
で定義される焼戻しパラメータＡを用いて整理できることが開示されている。

そこで、上記実験の結果を、上記の焼戻しパラメータＡを用いて整理し、その結果を図３に示した。図３から、本本発明鋼および従来鋼であるＳＵＳ６３０とも、時効後の硬さＨＶと焼戻しパラメータＡとはよい相関を示しており、焼戻しパラメータＡが１５近傍において最も硬さが高くなるが、本発明鋼の方が、より高い硬度が得られること、また、本発明鋼でビッカース硬さＨＶ４５０以上を得るには、焼戻しパラメータＡを１３．８〜１７．０の範囲として、またＳＵＳ６３０を超える硬さ（ＨＶ４９０以上）を得るには、焼戻しパラメータＡを１４．０〜１６．５の範囲として時効処理を施してやればよいことがわかる。

次に、発明者らは、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造性を改善する検討を行った。
従来のＳＵＳ６３０を連続鋳造法で製造すると、スラブに割れが発生することがある。このスラブ割れは、連続鋳造後のスラブ冷却時に、局部的にマルテンサイト変態が生じるためであると考えられる。そこで、スラブ割れの発生レベルを指数化し、マルテンサイト変態開始点との関係を整理した。ここで、Ｍｓ点は、ステンレス鋼の溶解後や焼鈍後に、高温から室温まで冷却していく過程で、マルテンサイト変態が開始される温度である。その結果を図４に示した。なお、この図４におけるスラブ割れ指数は、大きい程割れの程度が小さく、指数が０以上であれば実用上問題ない割れのレベルであることを示している。この図から、Ｍｓ点は低いほど好ましいが、１６０℃以下であれば、実用上問題ないことがわかる。

一方、上述した実験において、ＣｕおよびＡｌの添加量が同じでも、Ｍｓ点が低い鋼は、時効処理後の強度が低い傾向が認められた。その原因について調査した結果、Ｍｓ点が低い鋼では、軟質な残留オーステナイトが過剰に存在するためであることがわかった。図５は、Ｍｓ点と時効後の引張強さＴＳとの関係を示したものであるが、ＴＳ≧１６００ＭＰａ以上を得るためには、Ｍｓ点は９０℃以上が必要であることがわかる。
上記図４および図５の結果から、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、時効後の高強度と、スラブ割れのない製造性とを安定して確保するためには、Ｍｓ点を９０〜１６０℃の範囲に制御するのが好ましいことがわかる。

ここで、Ｍｓ点は、一般に、合金元素量が多くなるほど低下することが知られており、ステンレス鋼におけるＭｓ点についても、Ｃ，Ｎ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ等主要成分との関係式は多数報告されている。しかし、ＡｌがＭｓ点に及ぼす影響について調べた報告は少ない。そこで、発明者らは、上記実験で用いた鋼のＭｓ点を実測し、析出硬化元素であるＣｕやＡｌを含めたＭｓ点の予測式の導出を試み、下記（１）式を得た。
Ｍｓｃａｌ（℃）＝１２４０．１−１３００．３×（Ｃ＋Ｎ）−２７．８×Ｓｉ−３３．３×Ｍｎ−６１．１×Ｎｉ−４１．７×Ｃｒ−４４．３×Ｍｏ−２７．４×Ｃｕ＋３２．８×Ｎｂ＋２４．２×Ａｌ ・・・（１）
ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。

上記（１）式から、ほとんどの合金元素は、Ｍｓ点を低下させ、特に、Ｃ，ＮおよびＮｉの影響が大きいが、ＮｂとＡｌは、Ｍｓ点を上昇させる効果があることがわかる。また、図６は、上記（１）式から予測されるＭｓ点と実測したＭｓ点との関係を示したものであり、両者は良い一致を示しており、（１）式を用いることにより、Ｍｓ点を精度よく予測できることがわかる。したがって、上記（１）式を用いてＭｓｃａｌが前述した適正範囲（９０〜１６０℃）となるよう各元素の含有量を調整すれば、時効処理後の強度を確保すると共に、スラブ割れを効果的に防止することができる。

なお、本発明のステンレス鋼の製造性において、上記スラブ割れ以外の検討すべき項目としては、熱間加工性と冷間加工性がある。ここで、上記熱間加工性とは、連続鋳造して得たスラブを熱間圧延する際、表面割れが発生して圧延することを困難となったり、それが原因となって鋼板表面の欠陥を引き起こしたり、製品歩留りの低下を招いたりすることをいう。

ところで、鋼中に高温時に生成されるδフェライト相は、過剰に存在すると、熱間圧延における材料中の応力分布が不均一となり、割れが発生する原因となること、一方、δフェライト相の生成量が少なすぎると、スラブ凝固時に割れが発生し易くることが知られている。したがって、熱間加工性を確保する観点からは、δフェライト相の生成量を適正範囲に制御することが望ましい。

そこで、発明者らは、熱間加工性を確保するべく、本発明の鋼における好ましいδフェライト相の生成量について検討した。その結果、図７に示した。なお、図中の製造性指数は、スラブ割れおよび熱間圧延における割れのレベルを指数化し、数値が大きいほど良好で、０以上であれば実用上問題ないレベルであることを示したものである。この図から、スラブ中のδフェライト相の生成量が１．０ｖｏｌ％未満では、スラブ割れが発生しやすくなり、一方、９．０ｖｏｌ％を超えると、熱間圧延時に割れが発生しやすくなり、１．０〜９．０ｖｏｌ％の範囲に適正領域があることがわかる。

なお、上記δフェライト相の生成量と各成分の含有量との関係式については、従来から多数報告されているが、析出硬化元素であるＣｕとＡｌを含む関係式についての報告はない。そこで、発明者らは、上記実験において得られた鋼の凝固組織からδフェライト相の生成量を実測し、ＣｕやＡｌを含めたδフェライト相の生成量を予測する式の導出を試み、下記（２）式を得た。
δｃａｌ（ｖｏｌ％）＝４．３×（１．３×Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋２．２×Ａｌ＋Ｎｂ）−３．９×（３０×Ｃ＋３０×Ｎ＋Ｎｉ＋０．８×Ｍｎ＋０．３×Ｃｕ）−３１．５ ・・・（２）
ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。

上記（２）式から、ＳｉとＡｌは、δフェライトの生成を助長する効果が大きい元素であることがわかる。また、図８は、δフェライトの生成量について、上記（２）式から予測される値と実測した値との関係を示したものであり、両者は良い一致を示していること、したがって、上記（２）式を用いることにより、δフェライトの生成量を、製造性を害することのない適正範囲に制御し得ることがわかる。

一方、冷間加工性とは、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼が硬質であることに起因して発生した形状不良（耳延び、中延び）を矯正し、平坦度を確保するための作業性のことをいう。したがって、平坦度を矯正する作業性を良好にするには、矯正される被加工材が軟質であることが好ましい。そこで、発明者らは、被圧延材の硬さを低減することを検討した。因みに、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼における平坦度矯正の作業性を良好とするには、固溶化処理した状態におけるビッカース硬さＨｖが３５０以下であることが好ましいことがわかっている。

マルテンサイト系ステンレス鋼の硬さを低減するには、固溶化処理後の組織中にオーステナイト相を多く残留させる方法も考えられるが、この方法では、先述したように、時効後の鋼板強度を確保することができない。そこで、時効後の強度を確保した上で、冷間圧延性を改善するため、マルテンサイト相自身の強度を低下させることについて検討した。一般に、マルテンサイト相の硬さは、ＣやＮ，Ｓｉ，Ｎｂなどの成分の影響を大きく受けるが、発明者らの検討の結果では、Ｃの添加量を低減し、Ｎｂを多めに添加することが有効であることがわかった。図９および図１０は、固溶化処理後のビッカース硬さＨｖに及ぼすＣとＮｂの影響を示したものであり、固溶化処理後のビッカース硬さＨｖを３５０以下とするには、Ｃは０．０７ｍａｓｓ％以下とすることが必要であり、Ｎｂについては０．０５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましいことがわかる。
本発明は、上記の実験結果に、さらに検討を加えて開発したものである。

次に、本発明のステンレス鋼の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．０７ｍａｓｓ％以下
Ｃは、オーステナイト生成元素であり、δフェライト相の生成を抑制する元素であるが、多量に添加すると、固溶化処理後にオーステナイト相が過剰に残存し、時効処理後に十分な強度が得られなくなる。さらに、マルテンサイト相中に固溶して、固溶化処理後の強度を大きく上昇させるため、平坦度を確保して冷間圧延することが難しくなる。よって、本発明においては、Ｃは０．０７ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓｉ：０．１〜２．５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸材として添加されると共に、鋼の高強度化にも有効な元素であり、少なくとも０．１ｍａｓｓ％を添加する必要がある。しかし、２．５ｍａｓｓ％を超える添加は、δフェライト相の生成を助長し、熱間加工性を低下させる。よって、Ｓｉは０．１〜２．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．１〜１．５ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｎ：０．１〜２．５ｍａｓｓ％
Ｍｎは、δフェライト相の生成を抑制する効果があるので、少なくとも０．１ｍａｓｓ％を添加する必要がある。しかし、２．５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、ＳとＭｎＳを形成し、耐食性の低下を引き起こす。よって、Ｍｎは０．１〜２．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．２〜１．５ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、結晶粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高め、熱間加工性を低下させる有害成分であるので、少ないほど望ましい。しかし、Ｐの含有量を極端に低減させることは、製造コストの上昇を招く。よって、本発明では、Ｐの上限は０．０５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０３ｍａｓｓ％以下である。

Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｓは、Ｐと同様、鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、Ｍｎと鋼中介在物ＭｎＳを形成し、ステンレス鋼の耐食性を劣化させると共に、結晶粒界に偏析し、熱間加工性を低下させるので、少ないほど望ましい。よって、Ｓは０．００５ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．００１ｍａｓｓ％以下である。

Ｎｉ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％
Ｎｉは、析出硬化に寄与するＮｉＡｌ金属間化合物となって析出するとともに、δフェライト相の生成を抑制する元素であるため、少なくとも４．０ｍａｓｓ％の添加が必要である。しかし、１０．０ｍａｓｓ％超えて添加すると、固溶化処理後にオーステナイト相が過剰に残存し、時効処理後の強度を高めることができなくなる。よって、Ｎｉは４．０〜１０．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは５．０〜７．０ｍａｓｓ％、より好ましくは５．５〜６．５ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｃｒ：１１．０〜１８．０ｍａｓｓ％
Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性を確保するために、少なくとも１１．０ｍａｓｓ％は含有させる必要がある。しかし、１８．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、δフェライト相の生成を助長し、熱間加工性を低下させる。また、固溶化処理後にオーステナイト相が過剰に残存し、時効処理後の強度を高めることができなくなる。よって、Ｃｒは１１．０〜１８．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは１２．０〜１５．０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｏ：４．０ｍａｓｓ％以下
Ｍｏは、鋼の耐食性を向上させるのに有効な元素である。しかし、４．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、δフェライト相の生成を助長するため好ましくない。よって、Ｍｏは４．０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは２．０ｍａｓｓ％以下である。

Ｃｕ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％
Ｃｕは、本発明においては必須の析出硬化元素であり、時効後の強度上昇を図るため、２．０ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、８．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、固溶化処理後にオーステナイト相が残存するようになると共に、熱間加工性が劣化し、表面割れに起因した表面欠陥を発生するようになる。よって、Ｃｕは２．０〜８．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは２．５〜６．０ｍａｓｓ％、より好ましくは３．０〜５．０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ａｌ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％
Ａｌは、Ｃｕと同様、本発明における必須の析出硬化元素であり、時効処理後の強度上昇を図るため、０．１ｍａｓｓ％以上を添加する。また、Ａｌは、Ｍｓ点を上昇させる効果があるので、オーステナイト相の残存を抑制する元素である。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、δフェライト相の生成を助長し、熱間加工性を低下させる。よって、Ａｌは０．１〜２．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．３〜１．８ｍａｓｓ％、より好ましくは０．５〜１．５ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｎｂ：０．０５〜０．８０ｍａｓｓ％
Ｎｂは、炭化物を形成して析出するので固溶化処理後の結晶粒の微細化に有効あり、また、固溶Ｃ量を減少させてマルテンサイト相の強度を低下させる元素でもある。そのため、少なくとも０．０５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、０．８０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、その効果は飽和してしまう。よって、Ｎｂは０．０５〜０．８０ｍａｓｓ％の範囲で添加する。好ましくは０．１０〜０．４０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｎ：０．０５ｍａｓｓ％以下
Ｎは、Ａｌと窒化物を形成し、析出硬化に寄与する有効Ａｌ量を減らしてしまう。さらに、マルテンサイト相中に固溶して、固溶化処理後の強度を上昇させ、平坦度を確保して冷間圧延することを難しくする。よって、Ｎは０．０５ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０３ｍａｓｓ％以下である。

本発明のステンレス鋼は、上記成分組成を満たすことに加えて、ＣｕとＡｌが、下記式を満たして含有することが必要である。
Ｃｕ＋４．０×Ａｌ：６．０ｍａｓｓ％以上
ＣｕおよびＡｌは、それぞれ単独に添加しても析出硬化能を発現する。しかし、ＣｕおよびＡｌを複合添加した場合には、加算効果によって、時効による強度上昇をより高めることができる。上記効果は、（Ｃｕ＋４．０×Ａｌ）が６．０ｍａｓｓ％以上で特に有効であり、広範囲の時効温処理条件（温度、時間）において時効後の強度（硬さ）を高めることができる。

本発明のステンレス鋼は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではないことは勿論である。

次に、本発明のステンレス鋼が有すべき特性について説明する。
本発明のステンレス鋼は、前述したＭｓｃａｌおよびδｃａｌが下記の条件を満たすことが好ましい。
Ｍｓｃａｌ：９０〜１６０℃
Ｍｓｃａｌは、マルテンサイト変態開始点（Ｍｓ点）を成分組成から予測した値であり、本発明において開発した下記の（１）式；
Ｍｓｃａｌ（℃）＝１２４０．１−１３００．３×（Ｃ＋Ｎ）−２７．８×Ｓｉ−３３．３×Ｍｎ−６１．１×Ｎｉ−４１．７×Ｃｒ−４４．３×Ｍｏ−２７．４×Ｃｕ＋３２．８×Ｎｂ＋２４．２×Ａｌ ・・・（１）
ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
で求めることができる。
本発明のステンレス鋼は、このＭｓｃａｌの値が９０〜１６０℃の範囲内にあることが好ましい。Ｍｓｃａｌが９０℃未満では、固溶化処理後にオーステナイト相が多量に残留し、時効処理後に十分な強度が得られないおそれがある。一方、１６０℃を超えると、スラブ冷却時にマルテンサイト変態が生じて、表面割れを起こすおそれがあるからである。好ましいＭｓｃａｌは、９５〜１４０℃の範囲である。

δｃａｌ：１．０〜９．０ｖｏｌ％
δｃａｌは、スラブ凝固時に生成するδフェライト量を成分組成から予測した値であり、本発明において開発した下記の（２）式；
δｃａｌ（ｖｏｌ％）＝４．３×（１．３×Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋２．２×Ａｌ＋Ｎｂ）−３．９×（３０×Ｃ＋３０×Ｎ＋Ｎｉ＋０．８×Ｍｎ＋０．３×Ｃｕ）−３１．５ ・・・（２）
ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
で求めることができる。
本発明のステンレス鋼は、このδｃａｌの値が１．０〜９．０ｖｏｌ％の範囲内にあることが好ましい。δｃａｌが１．０ｖｏｌ％未満では、連続鋳造後のスラブに凝固割れが生じやすくなる。一方、９．０ｖｏｌ％を超えると、δフェライト相が多量に存在するようになり、熱間加工性を低下させると共に、製品鋼板においてもδフェライト相の存在によって、時効処理後の強度が低下してしまう。好ましいδｃａｌは、２．０〜７．０ｖｏｌ％の範囲である。

また、本発明のステンレス鋼は、下記（３）式；
Ａ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ）／１０００ ・・・（３）
ここで、Ｔ：時効温度（℃）、ｔ：時効時間（ｈｒ）
で定義される焼戻しパラメータＡが１３．８〜１７．０の範囲となる条件（温度、時間）で時効処理を施したときの時効後の硬さＨＶが４５０以上であることが好ましい。これは、図３に示したように、本発明のステンレス鋼は、上記焼戻しパラメータＡが１３．８未満では、硬さが４５０ＨＶに達しない亜時効領域であり、一方、１７．０を超えると過時効領域となり、上記範囲において最も時効硬化能が高いからであり、また、時効後硬さがＨＶ４５０未満では、従来のＳＵＳ６３０でも十分に達成可能な硬さであるからである。なお、本発明のステンレス鋼は、より好ましくは、上記焼戻しパラメータＡが１４．０〜１６．５の範囲となる条件（温度、時間）で時効処理を施したときに、時効後の硬さＨＶが４９０以上であることがより好ましい。

次に、本発明のステンレス鋼の製造方法について説明する。
本発明のステンレス鋼は、転炉あるいは電気炉等で鋼を溶製後、ＶＯＤ等で上記成分組成に調整した後、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法等の方法で鋼素材であるスラブとする。なお、本発明のステンレス鋼は、Ｔｉを含有していないことから、品質上や製造性の面で優れている連続鋳造法を適用するのが好ましい。
次いで、常法に従って、熱間圧延して熱延板とした後、必要に応じてグラインダー等で表面研削したのち、冷間圧延して所望の板厚の冷延板とし、その後、固溶化処理を施した後、時効処理を施して所望の強度（引張強さ、硬さ）の製品とするのが好ましい。
なお、上記時効処理は、前述したように、上記（３）式で定義される焼戻しパラメータＡが１３．８〜１７．０を満たす条件（温度、時間）で行うのが好ましく、１４．０〜１６．５の範囲で行うのがより好ましい。

表１に示した成分組成が異なるＮｏ．１〜２６の鋼を電気炉とＶＯＤ炉を用いて溶製し、それぞれの鋼を連続鋳造して、厚さ２００ｍｍ×幅１２００ｍｍ×長さ６０００ｍｍのスラブとし、次いで、このスラブを、１６０℃以下まで冷却することなく加熱炉に装入し、１０００〜１２００℃に再加熱後、９００〜１２００℃の温度で熱間圧延して板厚４ｍｍの熱延板とした後、１０００〜１１００℃で焼鈍を施し、酸洗し、冷間圧延して板厚２ｍｍの冷延板とした。その後、１０００〜１１００℃の温度で固溶化処理を施し、酸洗して冷延焼鈍板とした。なお、参考鋼（鋼Ｎｏ．２８）として、従来鋼であるＳＵＳ６３０についても、上記と同じプロセスで冷延焼鈍板とした。

なお、上記各鋼の製造性について、スラブ割れ性、熱間圧延性、冷間圧延性の観点から下記要領で評価した。
＜スラブ割れ性＞
連続鋳造後のスラブ端面を目視観察して割れの有無を調査し、割れの発生が認められなかったものをスラブ割れ性優（◎）、スラブ端面に微割れが発生しているが製造上問題ないレベルのものをスラブ割れ性良（○）、割れが大きく表面手入れや幅切断が必要と判断されるレベルのものをスラブ割れ性劣（×）と評価した。
＜熱間加工性＞
熱間圧延後のコイル側面を目視観察して耳割れの有無を調査し、割れの発生が認められなかったものを熱間加工性優（◎）、長さ２ｍｍ以下の割れが発生しているが製造上問題ないレベルのものを熱間加工性良（○）、長さ２ｍｍを超える割れが認められ、幅切断が必要と判断されたものを熱間加工性劣（×）と評価した。
＜冷間加工性＞
２ｍｍの冷延焼鈍板を定盤面上に展開し、図１１に示した方法で耳伸び、中延びの急峻度を測定し、急峻度が３％以下のものを冷間加工性が良（○）、３％超えのものを冷間加工性が不良（×）と評価した。

また、上記のようにして得たＮｏ．１〜２７の各冷延焼鈍板から、試験片を採取し、下記の評価試験に供した。
＜固溶化状態におけるビッカース硬さＨＶの測定＞
上記各冷延焼鈍板から硬さ測定用の試験片を採取し、鋼板表面のビッカース硬さＨＶ（２０ｋｇ）をビッカース硬さ試験機を用いて測定した。
＜時効処理後の引張強さＴＳの測定＞
上記各冷延焼鈍板から試験片を採取し、４８０℃×１ｈｒの時効処理を施した後、引張方向を圧延方向とするＪＩＳ１３Ｂ号平形引張試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して引張強さＴＳを測定した。
＜時効特性の評価＞
上記各冷延焼鈍板から試験片を採取し、焼戻しパラメータＡが１３．５〜１７．５となる範囲で、０．５刻み間隔（計９条件）で時効処理を施した後、鋼板表面のビッカース硬さＨＶを測定し、ビッカース硬さＨＶ４５０以上が得られる時効条件数を求め、この条件数が７以上であれば時効処理範囲が広い（○）、６以下を時効処理範囲が狭い（×）と評価した。
＜残留オーステナイト相の測定＞
上記各冷延焼鈍板から採取した試験片の圧延方向に垂直な断面を、腐食液として（ピクリン酸＋塩酸＋アルコール）の混合液を用いてエッチングして組織を現出させた後、光学顕微鏡を用いて１００倍で組織観察し、残留オーステナイト相（残留γ）の面積率（＝体積率）を測定し、５ｖｏｌ％以下を良（○）、５ｖｏｌ％超のものを不良（×）と評価した。

上記製造性および各種特性の測定結果を表２にまとめて示した。この結果から、本発明の成分組成を満たす鋼は、いずれも時効後の引張強さが１６００ＭＰａ以上でビッカース硬さＨＶが４５０以上の高強度を有すると共に、連続鋳造法で製造しても、スラブ割れがなく、熱間加工性や冷間加工性にも優れていることがわかる。
これに対して、本発明の条件を満たしていない鋼は、強度および製造性のいずれかまたは両方において本発明鋼より劣っている。

本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、スチールベルトやプレスプレートの用途に限定されるものではなく、耐食性とともに、時効後の高強度が求められる他の用途にも好適に用いることができる。

Claims (3)

1. Ｃ：０．０７ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．１〜２．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：４．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１１．０〜１８．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：４．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０５〜０．８０ｍａｓｓ％およびＮ：０．０５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、ＣｕとＡｌが、Ｃｕ＋４．０×Ａｌ≧６．０ｍａｓｓ％を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
2. 下記（１）式で定義されるＭｓｃａｌが９０〜１６０℃の範囲にあり、かつ、下記（２）式で定義されるδｃａｌが１．０〜９．０ｖｏｌ％の範囲にあることを特徴とする請求項１に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
   記
   Ｍｓｃａｌ（℃）＝１２４０．１−１３００．３×（Ｃ＋Ｎ）−２７．８×Ｓｉ−３３．３×Ｍｎ−６１．１×Ｎｉ−４１．７×Ｃｒ−４４．３×Ｍｏ−２７．４×Ｃｕ＋３２．８×Ｎｂ＋２４．２×Ａｌ ・・・（１）
   δｃａｌ（ｖｏｌ％）＝４．３×（１．３×Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋２．２×Ａｌ＋Ｎｂ）−３．９×（３０×Ｃ＋３０×Ｎ＋Ｎｉ＋０．８×Ｍｎ＋０．３×Ｃｕ）−３１．５ ・・・（２）
   ここで、上記（１）および（２）式中の各元素記号は、その成分の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
3. ビッカース硬さＨＶ４５０以上が、下記（３）式で定義されるＡ値が１３．８〜１７．０の範囲となる条件で時効処理を施すことで得られることを特徴とする請求項１または２に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
   Ａ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ）／１０００ ・・・（３）
   ここで、Ｔ：時効温度（℃）、ｔ：時効時間（ｈｒ）

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