JP5056985B2 - オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関し、より具体的には、高強度と優れた成形性とを兼備するばね用オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関する。

電子機器、原子力設備、自動車部品等において板ばね、ぜんまい、筐体、皿ばね、ドームスイッチ等として使用されるばね材には、素材の薄肉化を実現するための高強度と、所定の製品形状に加工するための優れた成形性とが要求される。

これまでこれらの用途に適用されてきた材料は、準安定オーステナイト系ステンレス鋼に属するＳＵＳ３０１（ＡＩＳＩ３０１）系ステンレス鋼であった。ＳＵＳ３０１系ステンレス鋼は、冷間加工時に変形部が硬質な加工誘起マルテンサイトに変態するため、比較的容易に高強度を得ることができるのに加え、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果によって局所変形が抑制されるため、優れた成形性も得ることができる。このようなばね材は、例えば下記特許文献１〜３に開示されている。

特許文献１には、Ｃ：０.０３％以下（本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する）、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：２.５％以下、Ｎｉ：４.０〜１０.０％、Ｃｒ：１３.０〜２０.０％、Ｎ：０.０６〜０.３０％、Ｓ：０.０１％以下、Ｏ：０.００７％以下を含み、Ｍ値＝３３０−（４８０×Ｃ）−（２×Ｓｉ）−（１０×Ｍｎ）−（１４×Ｎｉ）−（５.７×Ｃｒ）−（３２０×Ｎ）が３０以上である、成形加工性に優れたステンレス鋼が開示されている。

特許文献２には、Ｃ：０.０８％以下、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：４.０％以下、Ｎｉ：４.０〜１０.０％、Ｃｒ：１３.０〜２０.０％、Ｎ：０.０６〜０.３０％、Ｏ：０.００７％以下を含み、前記Ｍ値が４０以上である、ばね特性および加工部の疲労特性に優れたステンレス鋼が開示されている。

特許文献３には、Ｃ：０.０３％以下、Ｓｉ：１.０％超３.０％以下、Ｍｎ：４.０％以下、Ｎｉ：４.０〜１０.０％、Ｃｒ：１３.０〜２０.０％、Ｎ：０.３０％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｏ：０.００７％以下を含み、上記Ｍ値が３０〜１００の範囲内である、成形加工性および疲労特性に優れたステンレス鋼が開示されている。

特許文献１〜３に開示されているステンレス鋼はいずれも、熱間圧延後の冷間圧延を５０％以上の圧延率で行い、その後、平均結晶粒径１０μｍ以下の微細均一再結晶粒を生ずるように比較的低温および短時間の仕上げ焼鈍を施し、最後に調質圧延することにより製造される。すなわち、これらはいずれも、成形性の劣化が小さい強化機構である結晶粒微細化を活用して所定の強度特性を得ようとするものである。しかし、近年、ばね材に要求される強度が向上しているため、特許文献１〜３に開示されたステンレス鋼では製品に要求される強度が不足する場合があった。

下記特許文献４には、低Ｃ、高ＮのＳＵＳ３０１Ｌをベースとした高強度ばね材、具体的には、Ｃ：０.０３％以下、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：２.０％以下、Ｃｒ：１６.０〜１８.０％、Ｎｉ：６.０〜８.０％、Ｎ：０.２５％以下、Ｎｂ：０〜０.３０％を含む化学組成を有し、かつ、面積率で平均粒径５μｍ以下の再結晶粒５０％以上、１００％未満と、未再結晶部０％超、５０％以下とからなる組織を有するステンレス鋼に、圧下率３０％以上の調質圧延を施すことにより得られた、面積率４０％以上のマルテンサイトと残部オーステナイトとの複相組織またはマルテンサイト単相組織を有するステンレス鋼が開示されている。

特許文献４に開示されたステンレス鋼は、調質圧延によって加工誘起マルテンサイト組織を含む金属組織とした後、所定の形状に成形し、さらに時効処理を行うことで、マルテンサイトに微細なクロム系窒化物を析出させる。その時の析出強化を活用することによって、新たな工程を加えることなく高強度化を図ることができる。

特開平４−２１４８４１号公報 特開平５−２７９８０２号公報 特開平５−１１７８１３号公報 特許第４３２１０６６号明細書

しかし、製品の小型化や性能の向上のために、現在でも、ばね材にはさらなる高強度化と成形性の向上とが要求されている。このため、特許文献４に開示されたステンレス鋼であっても、最新の製品に要求される性能を十分に満足できない場合がある。

１側面において、本発明は、Ｃ：０.０１〜０.１５％、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：３.０％以下、Ｃｒ：１０.０〜３０.０％、Ｎｉ：４.０〜２０.０％、Ｎ：０.４０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）と鋼板の板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）が、（γｓ＋γｃ）／２≦５５、かつγｓ／γｃ≧０.１０を満足し、かつ残部が主に加工誘起マルテンサイト組織である金属組織を有することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板である。

ここで、鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）とは、鋼板の最表面から板厚方向１０μｍの深さ位置までの領域（鋼板表面部という）に含まれるオーステナイトの体積率（％）を意味する。一方、板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）とは、鋼板の片面を機械研磨と化学研磨によって元の板厚の半分まで削った面から板厚方向１０μｍの深さ位置までの領域（板厚中心部）に含まれるオーステナイトの体積率（％）を意味する。

本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板において、前記化学組成はＦｅの一部に代えて、
１）Ｍｏ：３.０％以下およびＣｕ：３.０％以下の少なくとも１種、ならびに／または
２）Ｔｉ：０.５０％以下、Ｎｂ：０.５０％以下およびＶ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種もしくは２種以上、
をさらに含むことができる。

別の側面からは、本発明は、上記化学組成を有する鋼素材に熱間圧延を行った後、得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を行って冷延焼鈍材とし、この冷延焼鈍材に圧下率（％）／１０以上のパス回数で調質圧延を施すことを特徴とする、オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法である。

前記方法において、調質圧延前の冷延焼鈍材はオーステナイト粒の平均結晶粒径が5μｍ以下であることが好ましい。
本発明により、高強度と優れた成形性とを兼備するオーステナイト系ステンレス鋼板とその製造方法が提供される。

本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板が、調質圧延以降に受ける処理工程の一例を示す説明図。 調質圧延後のオーステナイト量の板厚方向の分布と、成形性との関係の一例を示す説明図。 成形性評価法を示す説明図。

添付図面を参照しながら本発明をより詳しく説明する。
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、調質圧延を施された冷延鋼板である。図１に示すように、このオーステナイト系ステンレス鋼板は、調質圧延後に、成形加工を施して所望の形状とし、その後、必要に応じて時効処理を施して、製品（例、各種のばね）とされる。

本発明者は、固溶強化元素であるＣの含有量を増加させることにより、調質圧延で生成する加工誘起マルテンサイト組織が強化され、鋼の高強度化を図れると考えた。上述した強度不足の問題点は、このＣ含有量の増加によるマルテンサイト相の強化と、さらにＣｒ₂Ｎを活用した析出強化との重畳によって解決することができる。

このとき、加工誘起マルテンサイト量が少なく、オーステナイトが多く残存していると、所定の強度を得られない。そのため、鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）と板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）との平均値、すなわち、（γｓ＋γｃ）／２の値（以下、この値を平均オーステナイト量という）を５５以下とする。γｓとγｃは上に定義した通りである。

本発明者はまた、高強度化によって低下する成形性を向上させるため、オーステナイト量の板厚方向分布の制御が有効であると考えた。図２は、調質圧延後のオーステナイト量の板厚方向の分布と、成形性との関係の一例を示す説明図である。

図２に示すように、調質圧延後の平均オーステナイト量が同じであっても、調質圧延後のオーステナイト量の板厚方向の分布を変えることによって成形性を大きく向上させることが可能になる。具体的には、調質圧延後に鋼板表面部に残存するオーステナイト量を増やすことによって、その後の成形加工時に最も大きく変形する鋼板表面部において、加工誘起マルテンサイト変態が起こって十分なＴＲＩＰ効果が発揮され、これにより、優れた成形性が得られる。

さらに、このオーステナイト系ステンレス鋼を時効処理する際には、Ｎ固溶限の小さいマルテンサイト相を中心にして、微細なＣｒ₂Ｎが析出するため、時効強化も活用することができる。こうして、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、高強度と優れた成形性とを兼備することができる。

他方、調質圧延における鋼板の加工発熱は、１パスあたりの圧下量が大きいほど増加するため、圧延油により冷却された鋼板の表面の温度は、板厚中心部の温度に比べて顕著に低下し、次パスでの圧延時に鋼板表面で生成するマルテンサイト量が著しく増大することに伴って、鋼板表面部のオーステナイト量が大幅に減少してしまう。

すなわち、従来の方法のように少ないパス回数で調質圧延すると、鋼板表面に残存するオーステナイト量が、板厚中心部に残存するオーステナイト量に比較して顕著に少なくなり、その後の成形加工時にオーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態に伴う十分なＴＲＩＰ効果が得られず、成形性が低下する。

これに対し、調質圧延のパス回数を増加して１パス当りの圧下量を小さくして加工発熱を抑制すれば、調質圧延後に鋼板表面部に残存するオーステナイト量を増加させることができる。それにより、その後の成形加工に望ましいオーステナイト量の板厚方向の分布を達成することができる。

具体的には、調質圧延後の鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）と板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）が、γｓ／γｃ≧０.１０の条件を満たすオーステナイト量の板厚方向分布が達成されると、その後の成形加工時に最も大きく変形する鋼板表面部において十分なＴＲＩＰ効果が発揮され、成形性が向上する。

調質圧延におけるパス回数を増やして１パスあたりの圧下量を小さくしても、鋼板表面部は板厚中心部より温度が低くなるため、板厚中心部に比べて鋼板表面部はマルテンサイトの生成量がより多く、従ってオーステナイト量がより少なくなるのは避けられない。しかし、鋼板表面部のオーステナイト量が板厚中心部のオーステナイト量の１／１０以上であれば、実用に十分な成形性が確保されることが判明した。

上に説明したように、本発明は、「Ｃ含有量の増加によるマルテンサイト相の強化およびＣｒ₂Ｎによる析出強化の重畳による大幅な高強度化と、オーステナイト量の板厚方向分布の最適化による優れた成形性の両立とを図り、これにより、小型軽量化するばね部品の素材としての要求を満たすオーステナイト系ステンレス鋼板を得られる」という技術思想に基づく。

次に、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の化学組成、金属組織および製造方法を説明する。
（１）化学組成
Ｃ：０.０１〜０.１５％
Ｃは、固溶強化元素であり、冷間加工で生成するマルテンサイト相の強化に極めて有効であるので、Ｃ含有量は０.０１％以上とする。しかし、Ｃ量が過剰であると、製造過程において粗大な炭化物を生成して成形性や耐食性が劣化するので、Ｃ含有量は０.１５％以下とする。Ｃ含有量は望ましくは０.０３％以上である。

Ｓｉ：３.０％以下
Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼の高強度化に寄与するとともに、溶製時の脱酸材としても用いられる。しかし、Ｓｉ含有量が過剰であると、製造過程で粗大なＳｉ化合物が生成され、これらの粗大なＳｉ化合物が熱間加工性及び冷間加工性の劣化を招く。このため、Ｓｉ含有量は３.０％以下であり、望ましくは２.８％以下である。

Ｍｎ：３.０％以下
Ｍｎは、溶製時の脱酸材として用いられる。また、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適量を含有させる。しかし、Ｍｎ含有量が過剰であると、製造過程で粗大なＭｎ化合物が生成され、粗大なＭｎ化合物が破壊の起点となって、成形性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３.０％以下であり、望ましくは２.８％以下である。

Ｃｒ：１０.０〜３０.０％
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本元素であり、１０.０％以上含有させることにより鋼材の表面に不動態皮膜を形成して耐食性を高める作用を奏する。また、鋼を時効処理した際には、微細なＣｒ₂Ｎとして析出することにより、鋼の強度向上に寄与する。しかし、Ｃｒはフェライト生成元素であるのでＣｒ含有量が過剰であると、高温でδフェライトが生成し、鋼の熱間加工性が著しく劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は１０.０％以上、３０.０％以下であり、望ましくは１２.０％以上、２５.０％以下である。

Ｎｉ：４.０〜２０.０％
Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の基本元素であり、室温で優れた強度‐延性バランスを有するオーステナイト相を安定して得るために、Ｎｉを４.０％以上含有させる。しかし、Ｎｉ含有量が過剰であると、オーステナイト相が安定になり過ぎて加工誘起マルテンサイト変態が抑制されるため、高強度を得ることができない。そのために、Ｎｉ含有量は４.０％以上、２０.０％以下であり、望ましくは４.５％以上、１８.０％以下である。

Ｎ：０.４０％以下
Ｎは、Ｃと同様に固溶強化元素であり、鋼の強度向上に寄与する。また、鋼を時効処理した際に、微細なＣｒ₂Ｎとして析出することによっても、鋼の高強度化に寄与する。しかし、Ｎ含有量が過剰であると、熱間加工時に耳割れを誘発し易くなる。そのために、Ｎ含有量は０.４０％以下であり、望ましくは０.０５％以上０.３０％以下である。

本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、必要に応じて下記の任意添加元素をさらに含有していてもよい。
Ｍｏ：３.０％以下およびＣｕ：３.０％以下の一方または両方
ＭｏとＣｕはいずれも、時効処理時に微細な金属間化合物を析出させて、鋼板の強度上昇に寄与する元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｏ含有量またはＣｕ含有量が過剰であると、高温でδフェライトが生成し易く、また粒界に析出するため熱間加工性を著しく劣化させることがある。そのために、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量はいずれも３.０％以下であり、望ましくはいずれも２.８％以下である。

Ｔｉ：０.５％以下、Ｎｂ：０.５％以下およびＶ：１.０％以下から選ばれた１種または２種以上
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、製造過程において、微細な炭化物あるいは窒化物として析出し、ピン止め効果により結晶の粒成長を抑制し、また、析出強化により鋼板の強度上昇に寄与するので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物や窒化物が生成し、これらが変形時の破壊起点となって成形性を著しく劣化させる。そのために、Ｔｉ含有量およびＮｂ含有量は０.５％以下とし、Ｖ含有量は１.０％以下とする。望ましくは、Ｔｉ含有量とＮｂ含有量は０.４％以下、Ｖ含有量は０.８％以下である。

上述した以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。代表的な不純物としては、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０３％以下などが例示される。
（２）金属組織
［板厚方向でのオーステナイト分布］
本発明者は、多様な試験を実施した結果、鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）と板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）が下記の式（１）と式（２）を満たし、残部が主に加工誘起マルテンサイト組織である場合に、高強度と成形性を兼備したオーステナイト系ステンレス鋼板が得られることを見出した。

式（１）：（γｓ＋γｃ）／２≦５５
式（２）： γｓ／γｃ≧０.１０
まず、式（１）に示すように、鋼板表面部のオーステナイト量γｓと板厚中心部のオーステナイト量γｃの平均値である平均オーステナイト量を５５％以下とし、残部を主として高強度な加工誘起マルテンサイトすることによって、高強度な鋼が得られる。平均オーステナイト量は、望ましくは５０％以下であり、より望ましくは４５％以下、さらに望ましくは４０％以下、最も望ましくは３５％以下である。平均オーステナイト量の下限は特に規定されないが、オーステナイトが極端に少ないと、成形加工時に鋼板表面で十分なＴＲＩＰ効果が得られないことがあるので、５％以上であることが好ましく、より好ましくは７.５％以上である。

次に、式（２）に示すように、板厚中心部のオーステナイト量γｃに対する鋼板表面部のオーステナイト量γｓの比（γｓ／γｃ比）を０.１０以上とすることによって、板の成形加工時に一番大きな変形を受ける鋼板表面においてもオーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態に伴うＴＲＩＰ効果が十分に発揮され、優れた成形性が得られる。γｓ／γｃ比は、望ましくは０.２以上、より望ましくは０.３以上、さらに望ましくは０.５以上、最も望ましくは０.６以上である。

本発明においては、鋼板表面部のオーステナイト量と板厚中心部のオーステナイト量が式（１）および式（２）をともに満足することにより、高強度と優れた成形性とを両立することができる。

金属組織のオーステナイト以外の残部は、主として加工誘起マルテンサイト相からなる。この加工誘起マルテンサイトは、冷間圧延後に焼鈍した鋼板を調質圧延することにより生成したものである。従って、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板は調質圧延材である。

「主として加工誘起マルテンサイト相からなる」とは、加工誘起マルテンサイトがオーステナイト以外の残部の５０体積％以上を占めることを意味する。後述する本発明の方法に従って製造したオーステナイト系ステンレス鋼板では、金属組織は実質的にオーステナイトと加工誘起マルテンサイトであり、それ以外の相としては微細な析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物）などが例示されるが、その量は僅かである。γｓ＝γｃ＝１００％である完全なマルテンサイト単相組織は、本発明の対象外である。

前述したように、オーステナイト量は、鋼板表面部より板厚中心部の方が多くなるので、鋼板表面部のオーステナイト量を高めた本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板においてもγｓ＜γｃ（すなわち、γｓ／γｃ＜１）の関係が成り立つ。

調質圧延前のオーステナイト粒の結晶粒径：５μｍ以下
結晶粒の微細化は、鋼の延性の劣化が小さい強化法として知られており、本発明で対象とするステンレス鋼においても有効な強化手法である。また、結晶粒径を小さくし、結晶粒界の密度を上げることで、成形加工時に粒界に集中する歪を分散させ、き裂の発生を抑制する効果もある。そこで、本発明では、調質圧延前の鋼板（冷延焼鈍材）のオーステナイト粒の結晶粒径を５μｍ以下とすることが望ましい。

（３）製造方法
本発明によれば、前述した化学組成を有する鋼素材に熱間圧延を行った後、得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を行って冷延焼鈍材とし、この冷延焼鈍材に圧下率（％）／１０以上のパス回数で調質圧延を施すことによって、上述した本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板を製造することができる。

熱間圧延、冷間圧延および焼鈍はいずれも常法に従って実施すればよい。冷間圧延は総圧下率が３０〜９０％程度となるように、１〜３回程度にわけて行うことが好ましく、所定の総圧下率が得られた時点で焼鈍を行う。複数パスの冷間圧延と焼鈍をくりかえして実施することもできる。調質圧延前に実施される冷間圧延のパス回数に関しては特に限定しない。

冷間圧延の総圧下率を大きくして、次の調質圧延に供する冷延焼鈍材のオーステナイト粒の平均結晶粒径が５μｍ以下の微細金属組織にしておくと、特に成形性が良好となるので好ましい。

［調質圧延条件］
本発明では、加工誘起マルテンサイトによる強化を最大限に利用するために調質圧延を強めに行う。総圧下率は好ましくは４０％以上、より好ましくは５０％以上、最も好ましくは６０％以上である。総圧下率の上限は特に規定されないが、通常は１００％未満であり、好ましくは９０％以下である。

このように強い調質圧延を少ないパス回数で行うと、前述したように、鋼板表面部における加工誘起マルテンサイトが進んで、この部分のオーステナイト量が低減し、板厚中心部のオーステナイト量γｃに対する鋼板表面部のオーステナイト量γｓの比（γｃ／γｓ比）≧０.１を満たすことができず、成形性が劣化する。

本発明者は、調質圧延時のパス回数と板厚方向でのオーステナイト分布の関係を調査した結果、式（３）に示すように、総圧下率（％）／１０以上となるパス回数で調質圧延を行うことにより、γｃ／γｓ比が０.１０以上となることを確認した。そのため、調質圧延を調質圧延での総圧下率（％）／１０以上のパス回数で実施する。例えば、調質圧延の総圧下率が６５％である場合は、パス回数は７以上となる。

式（３）：調質圧延パス回数≧調質圧延総圧下率（％）／１０
好ましくは、調質圧延の各パスでの圧下率をほぼ同じにする。従って、調質圧延の各パスでの圧下率は１０％以下となるようにすることが望ましい。パス回数をむやみに増やすことは作業効率を悪化させるので、パス回数は総圧下率（％）／１０を満たすための最も少ないパス回数から、それより２パス多いパス回数までの範囲内とすることが好ましい。

表１に本例で用いたステンレス鋼の化学成分を示す。鋼Ａ〜Ｆが本発明で規定した成分を満たす発明鋼であり、鋼Ｇ〜Ｍが本発明で規定した成分を満たさない比較鋼である。
表２に鋼Ａ〜Ｍを用いて製造した鋼板の製造条件と試験結果を示す。鋼板１〜８が本発明での規定を満たす鋼板であり、鋼板９〜１８が本発明での規定を満たさない比較鋼板である。

表１に示す化学組成を有する鋼材を通常の大気溶解炉で溶製して１７ｋｇの鋼塊とした。この鋼塊に熱間圧延と焼鈍を施して、厚さ６.０ｍｍの熱延鋼板とした後、この熱延鋼板に冷間圧延と焼鈍を１〜３回繰り返して、厚さ０.８〜４.０ｍｍの冷延焼鈍材を得た。この冷延焼鈍材に複数パス回数で調質圧延を実施して、最終的に板厚０.４ｍｍの薄板とした。調質圧延は各パスの圧下率が等しい条件で行った。

この調質圧延前後の鋼板より採取した試験片を用いて、以下の手法で結晶粒径、オーステナイト量、成形性、引張強さを調査した。また、一部の鋼板は、調質圧延後に３００℃で１分間の時効処理を施した。これらの鋼板の引張強さは時効処理後の値を用いた。

（焼鈍後の平均結晶粒径）
オーステナイト粒の結晶粒径は、調質圧延前の冷延焼鈍材より採取した試験片断面の腐食後の走査型顕微鏡写真よりオーステナイト粒の公称粒径で算出した。

（オーステナイト量）
オーステナイト量は、調質圧延後の鋼板より採取した試験片の鋼板表面部と機械研磨と化学研磨により削った板厚中心部面で算出した。算出には、Ｘ線回折測定による積分強度比とエッチング後の走査型顕微鏡写真を用いた。表２において、鋼板表面部のオーステナイト量をγｓ、板厚中心部面のオーステナイト量をγｃと記す。

（成形性）
図３は、成形性評価法を示す説明図である。調質圧延後の鋼板より採取した１００ｍｍ角の試験片に、図３に示すような浅絞り加工を施した。その後、角部を光学顕微鏡で観察し、き裂が全く確認されなかったものを◎、連続したき裂が確認されなかったものを○、連続したき裂が確認されたもの、あるいは破断したものを×とした。

（引張強さ）
引張強さは、調質圧延後、または時効処理後の鋼板から採取したＪＩＳ−１３Ｂ号引張試験片を用いて、ＪＩＳＺ ２２４１に基づいて測定した。測定値とともに、引張強さが１５００Ｎ／ｍｍ²を超えるものを○、未達のものを×と表示した。

表２における鋼板１〜８は、本発明鋼板であり、優れた成形性と高強度を有する。また、鋼板１，２を比較することで、時効処理時の微細Ｃｒ₂Ｎの析出により、特に高強度が得られることが確認された。また、焼鈍後の結晶粒径が５μｍ以下である鋼板３、４は特に高強度と優れた成形性とが得られたことが確認された。

鋼板９〜１８は、化学組成または製造条件が本発明で規定する範囲を外れる比較例である。
鋼板９〜１１は、γｓ／γｃが０.１未満であり、高強度は得られるものの、成形性が不芳である。また、鋼板７と鋼板１０、あるいは鋼板８と鋼板１１を比較すると、鋼板７、８は高強度と成形性を両立するものの、鋼板１０、１１は高強度ではあるが成形性が不芳であることにより、同じ成分の鋼を同じ調質圧延率で製造しても、圧延パス回数によりオーステナイト量の分布が変わり、特性が大きく変わることが確認された。

鋼板１２は、Ｃ含有量およびＮ含有量が本発明の範囲を上回り、粗大な炭窒化物が生成するため、成形性が著しく不芳である。
鋼板１３は、Ｃ含有量が本発明の範囲を下回り、時効処理後においても強度が小さい。また、γｓ／γｃが０.１未満であるため、成形性も不芳である。

鋼板１４は、Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量が本発明の範囲を上回り、γｓとγｃの平均値が５５を越えるため、時効処理後においても強度が低い。
鋼板１５は、Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量が本発明の範囲を下回り、γｓ／γｃが０.１未満であるために成形性が不芳である。

鋼板１６は、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量が本発明の範囲を上回り、γｓとγｃの平均値が５５を越えるため、時効処理後においても強度が低い。また、粗大なＳｉ化合物やＭｎ化合物が生成しており、成形性も不芳である。

鋼板１７は、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量が本発明の範囲を上回り、γｓとγｃの平均値が５５を越えるため、時効処理後においても、強度が小さい。また、粗大な金属間化合物が生成しており、成形性も不芳である。

さらに、鋼板１８は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲を上回っており、粗大なＴｉＮが生成し、成形性が不芳である。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１５％、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：３.０％以下、Ｃｒ：１０.０〜３０.０％、Ｎｉ：４.０〜２０.０％、Ｎ：０.４０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）および板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）が、（γｓ＋γｃ）／２≦５５、かつγｓ／γｃ≧０.１０を満足し、かつ残部が主に加工誘起マルテンサイト組織である金属組織を有することを特徴とする、オーステナイト系ステンレス鋼板。
2. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：３.０％以下またはＣｕ：３.０％以下の少なくとも１種を有する請求項１に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼板。
3. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.５０％以下、Ｎｂ：０.５０％以下およびＶ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を有する請求項１または請求項２に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼板。
4. 前記化学組成を有する鋼素材に熱間圧延を行った後、得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を行って冷延焼鈍材とし、この冷延焼鈍材に圧下率（％）／１０以上のパス回数で調質圧延を施すことを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
5. 調質圧延前の冷延焼鈍材のオーステナイト粒の平均結晶粒径が５μｍ以下である、請求項４に記載の方法。

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