JP5759535B2 - 高成形性を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の製造および利用方法 - Google Patents

高成形性を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の製造および利用方法 Download PDF

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本発明は、高強度、優れた成形性および良好な耐食性を有する、主にコイルの形態で製造されるリーンフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の製造および利用方法に関する。成形性はオーステナイト相の制御されたマルテンサイト変態によって達成され、その結果、いわゆる変態誘起塑性（TRIP）が生じる。
十分な強度および腐食性能を達成するためのニッケルやモリブデン等の原材料の高コストを防止するため、非常に多くのリーンフェライト・オーステナイト系または二相ステンレス鋼が提案されている。特に断らない限り、以下の刊行物に言及する場合、成分含有量は重量％である。
米国特許第3,736,131号は、Mn:4〜11％、Cr:19〜24％、Ni:3.0％まで、およびN:0.12〜0.26％の、10〜50％のオーステナイトを含有し、安定かつ高靭性であるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼を記載している。高靭性はオーステナイトからマルテンサイトへの変態を回避することにより得られる。
米国特許第4,828,630号は、Cr:17〜21.5％、Ni:1〜4％未満、Mn:4〜8％、およびN:0.05〜0.15％の、マルテンサイトへの変態に対して熱的に安定である二相スレンレス鋼を開示している。フェライト含有量は、良好な延性を達成するために60％未満に維持しなければならない。
スウェーデン特許第517449号は、高強度、良好な延性および高構造安定性を有する、Cr:20〜23％、Mn:3〜8％、Ni:1.1〜1.7％、およびＮ：0.15〜0.30％のリーン二相合金を記載している。
国際特許出願第WO2006/071027号は、Cr:19.5〜22.5％、Mo:0.5〜2.5％、Ni:1.0〜3.0％、Mn:1.5〜4.5％、およびN:0.15〜0.25％の、同様の鋼に比べて改善された高温延性を有する低ニッケル二相鋼を記載している。
欧州特許第1352982号は、一定量のフェライト相を導入することにより、オーステナイト系Ｃｒ−Ｍｎ鋼における遅れ割れを回避する手段を開示している。
近年、リーン二相鋼はかなりの程度使用され、米国特許第4,848,630号、スウェーデン特許第517449号、欧州特許出願第1867748号、および米国特許第6,623,569号にかかる鋼が多くの用途で商業的に使用されている。スウェーデン特許第517449号にかかる二相鋼であるOutokumpu LDX 2101（登録商標）は、貯蔵タンク、輸送車等に広く使用されている。これらのリーン二相鋼は、乏しい成形性等の他の二相鋼と同じ問題を有することにより、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて高成形品に適用されにくい。そのため、二相鋼は、板状熱変換器等の構成材への適用が制限される。しかし、リーン二相鋼は、オーステナイト相が準安定化されるように合金含有量を十分に少なくし、後記メカニズムによって展延性を増大させるようにできるため、延性の改善に対して独特な可能性を有している。
強度や延性の改善のため、二相鋼において準安定オーステナイト相を使用する参考文献が多少存在する。米国特許第6,096,441号は、高引張伸びを有する、基本的にはCr:18〜22％、Mn:2〜4％、Ni:1％未満、およびN:0.1〜0.3％のオーステナイト・フェライト系鋼に関するものである。マルテンサイト生成換算での安定性に関係するパラメータが一定範囲にあることにより、引張伸びが改善される。米国特許出願第2007/0163679号は、主にオーステナイト相中のC+Nの含有量を調節することにより、高成形性を有する極めて広範囲にわたるオーステナイト・フェライト系合金を記載している。
変態誘起塑性（TRIP）は、準安定オーステナイト鋼にとって公知の効果である。例えば、引張試験サンプルにおける局部くびれは、軟らかいオーステナイトから硬いマルテンサイトへのひずみ誘起変態によって防止され、変形がサンプルの他の位置に伝達されて高均一変形となる。TRIPは、オーステナイト相が適切に設計されていれば、フェライト・オーステナイト系（二相）鋼に使用できる。一定のTRIP効果のためのオーステナイト相を設計する古典的手法は、その化学組成に基づいたオーステナイト安定性のための確立または改変した経験式を使用することであり、そのうちの１つがＭｄ３０温度である。Ｍｄ３０温度は、真ひずみ0.3がオーステナイトからマルテンサイトへの50％変態を引き起こす温度と規定される。しかし、この経験式はオーステナイト系鋼について確立しているもので、二相スレンレス鋼に適用するにはリスクがある。
オーステナイト相の組成は、鋼の化学組成と熱的履歴の両方に依存するため、二相鋼のオーステナイト安定性を設計することはさらに複雑である。さらに、相形態および寸法は変態挙動に影響する。米国特許第6,096,441号は、バルク組成のための式を使用し、所望の効果を得るのに必要な一定範囲（40〜115）を特許請求している。しかし、オーステナイト組成は焼鈍温度により変化するため、この情報は特殊な研究における鋼に使用される熱的履歴に対してのみ有効である。米国特許出願第2007/0163679号において、オーステナイトの組成を測定し、オーステナイト相の一般Ｍｄ式を鋼について-30〜90の範囲に特定して、所望の性質を示した。
オーステナイト安定性の経験式は標準オーステナイト系鋼の研究に基づいたものであり、安定性の条件は組成のみならず残留応力および相または結晶粒パラメータに制限されないため、二相鋼中のオーステナイト相への有用性には制限がある。米国特許出願第2007/0163679号に開示のように、さらに直接的な手法は、オーステナイト相の組成を測定することによりマルテンサイトの安定性を評価した後、冷間加工時のマルテンサイト生成量を計算する。しかし、これは大変面倒でコストがかさむ方法であり、ハイクラスな金属材料製造所を必要とする。他の手法は、熱機械的データベースを用いて平衡相バランスおよび各相の組成を予測することである。しかし、このようなデータベースは、熱機械処理後、最も実用的な場合に効果がある非平衡条件について記載していない。部分的に準安定なオーステナイト相を有する異なる二相組成についての多くの研究により、焼鈍温度および冷却速度はオーステナイト含有量および組成に大きな影響を有し、経験式に基づくマルテンサイト生成の予測を困難にさせることが示された。二相鋼中のマルテンサイト生成を完全に制御可能とするため、ミクロ構造パラメータと共にオーステナイト組成の知識が必要であると思われるが、十分ではない。
従来技術の問題に鑑みて、本発明の適切な手法は、代わりに、異なる鋼のＭｄ３０温度を測定し、この情報を用いて高延性二相鋼の最適組成および製造工程を設計することである。Ｍｄ３０温度の測定から得られるさらなる情報は異なる鋼に対する温度依存性である。成形プロセスは種々の温度で生じるため、この依存性を知って生成挙動のモデリングに使用することが重要である。
本発明の主目的は、リーン二相ステンレス鋼において優れた成形性および良好な耐食性を得るための、ひずみ誘起マルテンサイト変態の制御された製法を提供することである。所望の効果は、主に、重量％で、C:0.05％未満、Si:0.2〜0.7％、Mn:2〜5％、Cr:19〜20.5％、Ni:0.8〜1.35％、Mo:0.6％未満、Cu:1％未満、0.16〜0.22％Ｎ、Ｆｅ：残量、およびステンレス鋼で生じうる不可避不純物を含んでなる合金を用いることにより達成できる。必要に応じて、前記合金は、さらに、１以上の意図的な添加元素；タングステン（W）:0〜0.5％、ニオブ（Nb）:0〜0.2％、チタン（Ti）:0〜0.1％、バナジウム（V）:0〜0.2％、コバルト（Co）:0〜0.5％、ボロン（B）:0〜50ppm、およびアルミニウム（Al）:0〜0.04％を含有することができる。鋼は、不純物である不可避微量元素、例えば、酸素（O）:0〜50ppm、硫黄（S）:0〜50ppm、および鱗（P）:0〜0.04％を含有することができる。本発明にかかる二相鋼は、熱処理条件で、45〜75％のオーステナイトを含有し、残留相はフェライトおよび通常マルテンサイトである。熱処理は、溶体化焼鈍、高周波誘導焼鈍、局部焼鈍等の異なる熱処理方法を用い、900〜1200℃、有利には1000〜1150℃の温度範囲で行われる。所望の延性改善を得るため、測定されたＭｄ３０温度は0〜+50℃である。鋼組成と熱機械処理の関係を記載する経験式を、鋼の最適成形性を設計するのに使用すべきである。本発明の本質的特徴を添付の特許請求の範囲に加えた。
本発明の重要な特徴は、二相ミクロ組織中のオーステナイト相の挙動である。異なる合金で行なってみると、所望の性質が狭い組成範囲内でのみ得られることが示された。しかし、本発明の主な思想は、提案された鋼がこの効果を示すある種の二相合金の最適延性を得る方法を開示することにある。それにもかかわらず、すべての元素がオーステナイト含有量に悪影響を与え、オーステナイト安定性を増大し、強度および耐食性に影響を与えるため、合金元素間のバランスは重大である。また、寸法およびミクロ組織の形態は、相安定性および材料の強度に悪影響を与え、制御されたプロセスのために制限されなければならない。
準安定なフェライト−オーステナイト系鋼の成形性挙動の予測が失敗に終わったため、新規コンセプトまたはモデルが紹介されている。このモデルは、目的に合った性質を有する製品のための適当な熱機械処理を選択する経験的記載を伴う測定された金属組織学的および機械的値に基づく。
ミクロ組織中の異なる元素の効果を以下に示し、成分含有量は重量％で示す。
炭素(C)はオーステナイト相に分配し、オーステナイト安定性に対して強い効果を有する。炭素は0.05％まで添加されるが、これより多いと耐食性に有害な影響を及ぼす。好ましくは、炭素含有量は0.01〜0.04％である。
窒素(N)は二相合金中の重要なオーステナイト安定化元素であり、炭素と同様に、マルテンサイトに対する安定性を増大させる。また、窒素は強度、ひずみ硬化および耐食性を増大させる。Ｍｄ３０についての公開された一般経験式は、窒素および炭素がオーステナイト安定性に対して同じ強い影響を有するが、本研究は二相合金中の窒素に対してあまり影響しないことを示す。窒素は、耐食性に悪影響を及ぼさずに、ステンレス鋼に対して炭素より多く添加でき、0.16〜0.24％までが実際の合金において有効である。最適な性質に関しては、0.18〜0.22％が好ましい。
シリコン（Si）は、通常、溶解工場において、脱酸目的でステンレス鋼に添加され、0.2％未満であってはならない。シリコンは二相鋼中のフェライト相を安定化させるが、現行の式で示すのに比べ、マルテンサイト生成に対して、オーステナイト安定性に強い安定化効果を有する。このため、シリコンは、最大0.7％、好ましくは0.6％、最も好ましくは0.4％である。
マンガン（Mn）は、オーステナイト相を安定化させ、鋼中の窒素の溶解度を増大させるのに重要な添加元素である。これにより、マンガンは、部分的に高価なニッケルに取って代わることができ、鋼に適当な相バランスを付与する。多すぎると耐食性を低下させる。マンガンは、刊行された文献に示すものに比べて強い、変形マルテンサイトに対するオーステナイト安定性の効果有し、マンガン含有量を注意深く設定しなければならない。マンガンは、2.0〜5.0％である。
クロム（Cr）は、鋼に耐食性を付与する主添加元素である。フェライト安定化元素であるクロムは、また、オーステナイトとフェライトの適当な相バランスを形成する主添加元素である。これらの機能を付与するため、クロム量は少なくとも１９％でなければならず、フェライト相を実際の目的のための適当な量に制限するため、最大含有量は20.5％である。
ニッケル（Ni）は、オーステナイト相を安定化させ、良好な延性を付与する須の合金元素であり、少なくとも0.8％を鋼に添加しなければならない。マルテンサイト生成に対してオーステナイト安定性に大きな影響を有するため、ニッケルは狭い範囲で存在しなければならない。ニッケルの高コストおよび価格変動のため、ニッケルは、実際の鋼中、最大1.35％、好ましくは1.25％である。理想的には、ニッケル組成は1.0〜1.25％である。
銅（Cu）は、原材料の多くがこの銅元素を含むステンレススクラップの形態であるため、通常、ほとんどのステンレス鋼中、0.1〜0.5％の残留物として存在する。銅はオーステナイト相の低安定化元素であるが、耐マルテンサイト生成性に強い効果を有し、実際の合金の成形性の評価を考慮しなければならない。意図的には、1.0％まで添加できる。
モリブデン（Mo）は、耐食性を増大するために添加できるフェライト安定化元素である。モリブデンは耐マルテンサイト生成性を増大させ、他の元素と共に0.6％以上添加できない。
図面を参照して本発明をさらに詳細に説明する。
サトマガン装置を用いた、Ｍｄ３０温度の測定結果を示す図である。 Ｍｄ３０温度およびマルテンサイト含有量の、1050℃で焼鈍された本発明の鋼のひずみ硬化および均一伸びに及ぼす影響を示す。 測定されたＭｄ３０温度の伸びに及ぼす影響を示す。 計算されたＭｄ３０温度の伸びに及ぼす影響を示す。 オーステナイト含有量の伸びに及ぼす効果を示す。 1050℃での焼鈍時のエレクトロン・バックスキャッタ・ディフラクションパターン（ＥＢＳＤ）評価法を用いた本発明の合金Ａのミクロ組織を示す。 1050℃での焼鈍時の本発明の合金Ｂのミクロ組織を示す。 ツールボックスモデルの模式図である。
一部のリーン二相合金について、マルテンサイト生成の詳細な研究を行った。特に、機械的性質に及ぼすマルテンサイト生成およびＭｄ３０温度の効果について注意を払った。この知見は、鋼グレードの最適な性質の設計にとって重要であるが、従来技術特許にはない。表１から選択された一部の合金を試験した。
Figure 0005759535
合金Ａ、合金Ｂおよび合金Ｃは本発明の実施例である。合金Ｄは米国特許出願第2007/0163679号にかかる合金であり、LDX2101はスウエーデン特許第517449号の商業的製造例である、変形マルテンサイト生成に対して良好な安定性を有するオーステナイト相を含むリーン二相鋼である。
鋼を60kg真空誘導炉中で製造して小さいスラブとし、これを熱間圧延および冷間圧延して、1.5mm厚さとした。合金2101を100トン真空誘導炉中で商業的に製造し、これを熱間圧延および冷間圧延してコイル状とした。溶体化焼鈍を用いて、1000〜1150℃の異なる温度で熱処理を行った後、急空冷または焼き入れを行った。
走査型電子顕微鏡（SEM）を用い、オーステナイト相の化学組成をエネルギー分散型および波長分散型Ｘ線分光法で測定した。含有量を表２に示す。光学顕微鏡を用い、エッチングしたサンプルのオーステナイト相の比率（％γ）を画像解析により測定した。
Figure 0005759535
異なる温度で引張り用サンプルに真ひずみ0.30を与え、サトマガン装置を用いて変態マルテンサイトの比率（マルテンサイト％）を測定することにより、実際のＭｄ３０温度（Ｍｄ３０試験温度）を求めた。サトマガンは、サンプルを飽和磁場に置き、サンプルによって誘起された磁力および重力を比較することによって強磁性相を求める磁気天秤である。オーステナイト組成用のノハラの式：Ｍｄ３０＝551-462（C+N）-9.2Si-8.1Mn−13.7Cr−29（Ni+Cu）−18.5Mo-68Nb（Ｍｄ３０ ノハラ）を用い、予測温度と共に、測定されたマルテンサイト含有量および得られた実際Ｍｄ３０温度（測定されたＭｄ３０）を表３に示す。試験温度に対する真ひずみ0.3でマルテンサイトに変態したオーステナイトの測定比率を図１に示す。
Figure 0005759535
ベラハのエッチング液でエッチングした後、光学画像解析によってフェライトおよびオーステナイト含有量を測定した。結果を表４に示す。また、オーステナイト幅（γ−幅）およびオーステナイトスペーシング（γ−スペーシング）として表した構造微細度に関し、ミクロ組織を評価した。これらのデータは、均一伸び（Ag）のデータ、および伸び〜破断（Ａ５０／Ａ８０）（縦および横方向）のデータと共に表４に示す。
Figure 0005759535
得られたミクロ組織の例を図５および図６に示す。引張試験（標準ひずみ速度0.001（1/秒）/0.008（1/秒））の結果を表５に示す。
Figure 0005759535
耐食性を研究するため、標準カロメル電極（電圧走査10mV／分）を用い、25℃の1M NaCl溶液中、320メッシュに湿式粉砕後に表面仕上げしたサンプル上で合金の孔食電位を測定した。各グレード毎に、それぞれ三回測定した。結果を表６に示す。
Figure 0005759535
表２は、相バランスおよびオーステナイトの組成が溶体化焼鈍温度によって変化することを示している。オーステナイト含有量は温度の上昇と共に減少する。侵入型元素の組成変化は小さいが、侵入型元素である炭素および窒素は大きな変化を示す。使用可能な式の炭素および窒素元素はマルテンサイト生成に対してオーステナイト安定性に強い効果を有するので、オーステナイト中の炭素および窒素元素の量を制御することは重要であると思われる。表３に示すように、計算されたＭｄ３０温度は、高温での熱処理では明らかに低く、高安定性を示す。しかし、測定されたＭｄ３０温度は、このような依存性を示さない。合金Ａ、合金Ｂおよび合金Ｃについて、溶体化温度が100℃上昇すると、Ｍｄ３０温度はちょうど3〜4℃僅かに下がる。この差は幾つかの効果に起因している。例えば、焼鈍温度が高い程、ミクロ組織が粗くなり、これはマルテンサイト生成に悪影響を及ぼすことが知られている。試験例は約2〜6μｍのオーダーのオーステナイト幅またはオーステナイトスペーシングを有する。粗いミクロ組織を有する製品は、それぞれ安定性が異なり、仕様を逸脱する。この結果は、先端の金属組織学的方法を用いたとしても、現行の確立した式を用いるマルテンサイト生成の予測は機能的ではないことを示している。
図１では、表３からの結果がプロットされており、曲線はマルテンサイト生成に及ぼす温度の影響が供試合金と同様であることを示している。このような依存性は、工業的成形プロセスにおいて温度がかなり変化しうるため、設計された成形性のための経験的記載の重要な部分である。
図２は、（測定された）オーステナイトの温度Ｍｄ３０およびひずみ誘起マルテンサイト（Ｃα’）の変態量の機械的性質に及ぼす強い影響を示す。図２において、供試鋼の真応力ひずみ曲線が細線で示されている。太線は、応力ひずみ曲線を微分することによって得られる、鋼のひずみ硬化速度に相当する。Considereの判定基準によれば、均一伸びに付随するくびれの発生が応力ひずみ曲線およびひずみ硬化曲線の交点で生じ、その後、ひずみ硬化は、薄型化によって引き起こされる材料の荷重負担能力の低下を補うことができない。
また、供試鋼の均一伸びでのＭｄ３０温度およびマルテンサイト含有量を図２に示す。鋼のひずみ硬化速度が本質的にマルテンサイト生成の程度に依存することは自明である。マルテンサイトがさらに生成すると、ひずみ硬化速度が大きくなる。かくして、Ｍｄ３０温度を慎重に調整することにより、機械的性質、すなわち引張強さおよび均一伸びの組合せが最適化できる。
明らかに、本試験結果の基づき、最適Ｍｄ３０温度の範囲は従来技術特許によって示されたよりも実質的に狭い。Ｍｄ３０温度が高すぎると、ひずみ硬化速度が急速にピークに到達する。ピークに到達した後、ひずみ硬化速度が急速に低下し、その結果、くびれおよび低均一伸びが早く生じる。実験結果によれば、鋼ＣのＭｄ３０温度は上限近くに認められる。Ｍｄ３０温度がさらに高いと、均一伸びは実質的に低下した。
一方、Ｍｄ３０温度が低すぎると、変形中にマルテンサイトが十分に生成されない。そのため、ひずみ硬化速度は低いままであるため、くびれは低ひずみで生じる。図２において、LDX 2101は低均一伸びの安定二相鋼グレードの典型的挙動を示す。鋼ＢのＭｄ３０温度が17℃であると、十分にマルテンサイトを生でき、高伸びを確保できる。しかし、Ｍｄ３０温度がさらに低いと、僅かなマルテンサイトしか生成せず、伸びも明らかに低下する。
実験に基づいて、得られる鋼のＭｄ３０温度は0〜+50℃、好ましくは10〜45℃、さらに好ましくは20〜35℃となるように、化学組成および熱機械処理を設計する。
表５中の引張試験データによれば、本発明のいずれの鋼も破断伸びが大きく、さらに安定なオーステナイトを有する市販リーン二相鋼（LDX 2101）が標準二相鋼にとって典型的な低伸び値を示す。図３ａは、オーステナイトの測定されたＭｄ３０温度の延性に及ぼす影響を示す。実際の例では、１０〜３０℃のＭｄ３０温度で最適延性が得られる。図３ｂにおいて、計算されたＭｄ３０温度の延性に及ぼす影響がプロットされている。
両図、図３ａおよび図３ｂは、Ｍｄ３０温度がどのようにして得られたかに関わらず、温度値Ｍｄ３０および伸びにはほぼ放物線状の関係が存在することを明かに示す。特に、合金Ｃでは、測定および計算値Ｍｄ３０の間に明かな矛盾が存在する。図は、所望の範囲のＭｄ３０温度が計算予測に比べてかなり狭いことを示し、これは、所望のTRIP効果を得るためには、プロセス制御をより良好に最適化する必要があることを意味する。図４は、使用例で、最適延性のためのオーステナイト含有量が約50〜70％の範囲であることを示す。図５において、合金ＡのＭｄ３０温度を40℃でテストしたが、これは、マルテンサイト（画像中の灰色）が18％、オーステナイト（画像中の黒色）が約30％、残りがフェライト（画像中の白色）のミクロ組織を有するものである。
図６は、1050℃で焼鈍後の本発明の合金Ｂのミクロ組織を示す。図６の相は、フェライト（灰色）、オーステナイト（白色）およびマルテンサイト（オーステナイト（白色）バンド内の暗灰色）である。図６において、部分ａ）は参考材料、部分ｂ）は常温で行ったＭｄ３０温度試験、部分ｃ）は４０℃で行ったＭｄ３０温度試験、部分ｄ）は60℃で行ったＭｄ３０温度試験を示す。
Ｍｄ３０温度の制御は、高変形伸びを達成するのに重要である。また、マルテンサイトが生成できる量に大きく影響するため、変形中の材料温度を考慮することも重要である。表５、および図３ａおよび図３ｂ中のデータは、常温試験に関するものであるが、若干の温度上昇は断熱加熱によって回避できない。従って、最適延性にとって明らかに高すぎるＭｄ３０温度を有する鋼が高温で優れた伸びを示しても、低温Ｍｄ３０を有する鋼はTRIP効果を示さない。異なる温度での合金Ａおよび合金Ｃの引張試験（表７）では、下記の相対伸び変化を示した。
Figure 0005759535
その結果、低いＭｄ３０温度を有する合金Ａは高温で伸びが低下し、高いＭｄ３０温度を有する合金Ｃは、温度上昇すると、伸びが増大した。
表６は、1M NaCl中孔食電位として表す耐孔食性が、少なくともオーステナイト標準鋼304Lの耐孔食性と同等であることを示す。
確立した式を用いる鋼挙動の予測が不確かで、組成または他の仕様が広範囲すぎるため、従来技術はTRIP効果性を有する二相鋼を設計できるのに十分な能力を開示するに至っていない。本発明によれば、ある種の組成範囲の選択、実際のＭｄ３０温度の測定に関わる特殊な方法の仕様、および製造プロセスを制御する特殊な経験的知識の利用によって、リーン二相鋼が安全に設計され、最適延性を伴って製造できる。この新規な革新的アプローチは、高成形性製品の設計において実際のTRIP効果を利用できることが必要である。図７に示すように、ツールボックスの概念は、測定に基づく相バランスおよびオーステナイト安定性の経験的モデルを用いて、設計された成形性のための特殊な熱機械処理（オーステナイト比率およびＭｄ３０温度）に付される合金組成を選択する場合に使用する。このモデルによれば、TRIP効果を示すオーステナイト系ステンレス鋼の場合より高い柔軟性で、ある顧客またはある方式用途に適成な形性を与えるオーステナイト安定性を設計できる。このようなオーステナイト系ステンレスに対して、TRIP効果を調整する唯一の手法は、他の溶湯組成を選択することである。一方、二相合金においてTRIP溶体化焼鈍温度効果を利用する本発明によれば、溶体化焼鈍温度等の熱処理によって、新たに溶湯の導入を必要とせずにTRIP効果を微調整する機会が与えられる。

Claims (17)

  1. 良好な成形性および高伸長性を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法であって、該ステンレス鋼を熱処理して、ステンレス鋼のミクロ組織が熱処理条件下で４５〜７５％のオーステナイトを含有し、残留するミクロ組織がフェライトであり、ステンレス鋼の成形性を改善する変態誘起塑性（TRIP）を利用するためステンレス鋼にひずみを与えて変態マルテンサイトの比率を測定することにより測定されたステンレス鋼のＭｄ３０温度を０〜５０℃に調節し、
    前記ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：０．２〜０．７％、Ｍｎ：２〜５％、Ｃｒ：１９〜２０．５％、Ｎｉ：０．８〜１．３５％、Ｍｏ：０．６％未満、Ｃｕ：１％未満、Ｎ：０．１６〜０．２４％、Ｆｅ：残量、および不可避不純物からなることを特徴とする方法。
  2. 請求項１に記載の方法において、前記熱処理を溶体化焼鈍で行うことを特徴とする方法。
  3. 請求項１に記載の方法において、前記熱処理を高周波誘導焼鈍で行うことを特徴とする方法。
  4. 請求項１に記載の方法において、前記熱処理を局部焼鈍で行うことを特徴とする方法。
  5. 請求項１ないし４のいずれかに記載の方法において、前記焼鈍は９００〜１２００℃の温度範囲で行うことを特徴とする方法。
  6. 請求項１ないし４のいずれかに記載の方法において、前記焼鈍は１０００〜１１５０℃の温度範囲で行うことを特徴とする方法。
  7. 請求項１ないし６のいずれかに記載の方法において、前記測定されたＭｄ３０温度は１０〜４５℃に調節することを特徴とする方法。
  8. 請求項１ないし６のいずれかに記載の方法において、前記測定されたＭｄ３０温度は２０〜３５℃に調節することを特徴とする方法。
  9. 請求項１に記載の方法において、前記ステンレス鋼は、以下の１種以上の添加元素；Ｗ：０〜０．５％、Ｎｂ：０〜０．２％、Ｔｉ：０〜０．１％、Ｖ：０〜０．２％、Ｃｏ：０〜０．５％、Ｂ：０〜５０ｐｐｍ、およびＡｌ：０〜０．０４％を含有することを特徴とする方法。
  10. 請求項１ないし９に記載の方法において、前記ステンレス鋼は、不純物としての不可避微量元素；Ｏ：０〜５０ｐｐｍ、Ｓ：０〜５０ｐｐｍ、およびＰ：０〜０．０４％を含有することを特徴とする方法。
  11. 請求項１ないし１０のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０４％を含有することを特徴とする方法。
  12. 請求項１ないし１０のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、質量％で、Ｎｉ：１．０〜１．３５％を含有することを特徴とする方法。
  13. 請求項１ないし１０のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、質量％で、Ｎ：０．１８〜０．２２％を含有することを特徴とする方法。
  14. 良好な成形性および高伸長性を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を適用条件で利用する方法であって、所望の適用条件用に変態誘起塑性（TRIP）効果を調節するために、前記フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を、ステンレス鋼にひずみを与えて変態マルテンサイトの比率を測定することにより測定されたＭｄ３０温度およびオーステナイト比率に基づいて熱処理し、
    前記ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：０．２〜０．７％、Ｍｎ：２〜５％、Ｃｒ：１９〜２０．５％、Ｎｉ：０．８〜１．３５％、Ｍｏ：０．６％未満、Ｃｕ：１％未満、Ｎ：０．１６〜０．２４％、Ｆｅ：残量、および不可避不純物からなることを特徴とする方法。
  15. 請求項１４に記載の方法において、前記熱処理を溶体化焼鈍で行うことを特徴とする方法。
  16. 請求項１４に記載の方法において、前記熱処理を高周波誘導焼鈍で行うことを特徴とする方法。
  17. 請求項１４に記載の方法において、前記熱処理を局部焼鈍で行うことを特徴とする方法。

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