JP6229181B1 - 準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板並びにその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度、高延性を兼備する準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板並びにその製造方法を提供する。【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.15％、Si:0.05〜1％、Mn:2％以下、Cr:16〜18％、Ni:4〜11％、Mo:2.5％〜3.5％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、α´相とγ相の２相組織で、γ相はγＴ相とγR相とで構成され、γＴ相とγR相との合計が15〜50体積%で、式２に定義するγT相面積比(=100×(観察面積全体に占めるγＴ相の合計面積割合)が１％以上、20％以下であり、0.2％耐力(YS)が1550N／mm２〜1900N／mm２で、「YS-ELバランス」（YS・EL）が35000〜48000を満たす特性を有する準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板ステンレス鋼帯並びにその製造方法。【選択図】なし

Description

この発明は、強度と延性のバランスに優れる準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板並びにその製造方法に関するものである。

スマートフォンやノートパソコン、カメラなどを代表とする精密機器の機能性部品、自動車や航空機などの高耐久骨格構造部品などは、加工性や寸法精度に対する要求を満足しながら高強度化による薄肉軽量化が図られる。さらに、機器の小型軽量化によって部品駆動時の負荷が大きくなるため、過酷な使用にも耐えうる強度や繰り返し疲労強度など、優れた耐久性が求められる。

特に、自動車用骨格構造部品などにおいては、従来から、高強度・高延性化に関する開発が精力的に行われている。例えば、２０mass％を超えるＭｎやＮｉを添加した、従来のTRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼の強度−延性バランスを有するγ−SUSとかTWIP（Twinning Induced Plasticity）鋼の開発例が知られている。しかし、これらの鋼は、成分コストがかさむのみならず、鋼帯や鋼板として製造する場合に冷間圧延が困難となる問題がある。また、多くのケースではＣｒが添加されていないため防錆処理が不可避である。
今日、本命視される低合金TRIP型複合組織鋼では、TS:980MPa-EL:30%，TS:1180MPa-EL:25%程度が得られているに過ぎず（非特許文献１参照）、構造材として求められる降伏強度（YP）≧1400MPaを有し、かつ高延性を有する鋼帯および鋼板に関する技術はいまだ開発されていない。

例えば特許文献１（特開2002−173742号公報）では形状平坦性の改善を目的として、ステンレス鋼帯を溶体化処理した後、冷間圧延で加工誘起マルテンサイト相（α´相）を生成させ、次いで５００℃〜７００℃で加熱してα´相中に３体積％以上のγ_T相（逆変態オーステナイト相）を生成させる逆変態処理を施す事でビッカース硬度が４００以上の形状平坦性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯を製造できるとされている。
しかし、γ_Ｔ相の量は温度依存性が高く、化学成分にもよるが５００℃以上の温度で逆変態処理をするとγ_Ｔ相の量は概ね６０％を超え、１４００Ｎ/ｍｍ^２以上の強度を得ることは難しい。また、短時間（例えば１〜５分）保持では延性の改善が発現するものの、５〜１５分程度の保持時間では延性の低下が急激に進む不安定な処理条件であり、安定した機械的特性を持つ鋼帯または鋼板を提供する事は困難である。また、Ｃｒ−ＣやＭｏ−Ｃなどの炭化物析出が進まないため０．２％耐力の上昇も、本発明と比較するとわずかである。そのため、本発明の目的である高強度と高延性を両立させる事は出来ない。

特許文献２：特開昭54-120223号公報には、本発明に係るステンレス鋼帯または鋼板と同様の成分系を有するステンレス鋼板であって、溶体化処理、２０〜８０%の冷間圧延、４００℃での低温焼もどしを行うことが開示されている。しかし、特許文献２では、Ｍｏを耐食性向上させるために有効な成分として２．０％以下(明細書では実施例９の1.15％のみ)添加しており、Ｍｏを低温熱処理における析出強化成分として添加していない。しかも、このように少ないＭｏ添加量では「低温熱処理における析出強化の機能」を発揮することが困難である。
特許文献３：特開2012-201924号公報には、ステンレス鋼板に、700-1l00℃での焼鈍、ｌ０％以上の冷間圧延、300℃での時効処理を行うことが開示されている。しかし、このステンレス鋼板はＭｏを含んでおらず、Ｍｏ添加による「低温熱処理における析出強化機能」を発揮できない。

また、非特許文献２においては３００℃〜５００℃の範囲における引張強度（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）のバランスを指標としており、引張強度（ＴＳ）では１７５０Ｎ／ｍｍ^２程度まで上昇するものの、０．２％耐力では１２５０Ｎ／ｍｍ^２程度であるばかりか、γ相を母相としたＦｅ−Ｃｒ−Ｃ系の鋼であり、本発明の属する準安定オーステナイト系ステンレスの範疇から外れている。

１２質量％以上のＣｒを含有する汎用のステンレス鋼では、ＳＵＳ３０４に代表される準安定オーステナイト系ステンレス鋼や、特に強度を求める場合にはＮｉ含有量を減じて冷間加工によりオーステナイト（γ相）からマルテンサイト（α´相）へ加工誘起変態させる事ができるＳＵＳ３０１などが使用されている。これらのステンレス鋼は強度や加工性など、個々の特性に着目すると優位な点は有るものの、１４００Ｎ／ｍｍ^２を超える０．２％耐力（ＹＳ）を得ようとした場合、伸び（ＥＬ）は１０％以下となりＹＳ−ＥＬバランス（ＹＳ×ＥＬで指数化）は１４０００程度である。そのため小型複雑化する部品用途の材料としては十分な強度と延性のバランスは持たないばかりか、部品としての信頼性も十分とは言えない。

部品成形後に高強度化することを目的として、ＳＵＳ３０１の化学成分をベースに１％程度のＡｌを添加する事で、Ｎｉ_３Ａｌによる析出強化を利用した鋼種としてＳＵＳ６３１析出硬化型ステンレス鋼がある。この場合は、成形加工後に析出硬化熱処理が必要であり、二次加工メーカーでのコストが増加するばかりか、熱処理による成形部品の変形や寸法ばらつきが問題となる。また、析出硬化によって部品自体の延性が低下するため、部品自体の靱性は低下する。その為、成形後に熱処理などの寸法変化の要因となる後処理が不要な強度と延性のバランスに優れた材料への要求は普遍的なニーズである。

特開2002-173742号公報 特開昭54-120223号公報 特開2012-201924号公報

"鉄と鋼"Vol.100 (2014) No.1, P.82-93 Nanoscale austenite reversion through partitioning, segregation and kinetic freezing: Example of a ductile 2 GPa Fe-Cr-C steel L. Yuan el al.l Acia Malerialia 60 (2012), p.2790-2804

本発明者らは前記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、加工誘起変態によって生成するα´相のポテンシャルに着目し、０．２％耐力（ＹＳ）が１４００Ｎ／ｍｍ^２程度まで高強度化が可能である準安定オーステナイト系ステンレス鋼の開発に取り組んだ。
従来の準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、冷間加工による加工誘起変態や時効析出強化などにより、加工前の延性と加工後の強度を両立させる事ができるものの、時効析出強化のコストや寸法変化などが問題になっている。とりわけ高精度が求められる電子部品や精密部品などは寸法変化が最終製品の性能に大きな影響を与える為、部品成形後の熱処理には高度な技術やノウハウを要した。

そこで、本発明者らは、このステンレス鋼の金属組織を１〜８０％の冷間加工によってα´へ変態させた後に２５０〜４８０℃の低温熱処理を施すことで、α´相中に蓄積された歪エネルギーを駆動力として過飽和固溶炭素を体積率で数％のγ相に拡散濃化させることで、該γ相を核として隣接するα´相をγ_Ｔ相に逆変態させる事が出来ることを見出すとともに、該熱処理によってＣｒ，Ｍｏの炭化物がα´相中に微細析出するため、更なる強度上昇と同時にγ_T相を分散させることによる加工誘起変態（TRIP）効果によって、１４００Ｎ／ｍｍ^２以上の０．２％耐力（ＹＳ）と１５％以上の伸び（ＥＬ）を実現できることを見出し、本発明を完成するに至った。また本発明範囲の中での好適条件では１５５０Ｎ／ｍｍ^２以上の０．２％耐力（ＹＳ）と２３％以上の伸び（ＥＬ）を両立させることが可能で、下記式１に示すＹＳ−ＥＬバランスで３５０００を超える特性を実現した。
「ＹＳ−ＥＬバランス」＝ＹＳ・ＥＬ・・・式１
α´相は、加工誘起マルテンサイト相を示す。
γ_Ｒ相は、残留オーステナイト相を示す。
γ_Ｔ相は、逆変態オーステナイト相を示す。
本発明は、前記した高強度、高延性、高耐食性という特性を全て兼備した鋼帯または鋼板並びにその製造方法である。

本発明は、上述した知見に基づいてなされたもので、本発明に係る準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板は、質量%で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１６〜１８％、Ｎｉ：４〜１１％、Ｍｏ：２．５％〜３．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、α´相とγ相の２相組織で、γ相はγ_Ｔ相とγ_R相とで構成され、γ_Ｔ相とγ_R相との合計が１５〜５０体積%で、式２に定義するγ_T相面積比が１％以上、２０％以下であり、０．２％耐力（ＹＳ）が１５５０Ｎ／ｍｍ^２〜１９００Ｎ／ｍｍ^２で、前記式１に示す「ＹＳ−ＥＬバランス」が少なくとも３５０００〜４８０００を満たす特性を有することを特徴とする。
また、本発明に係る準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板の製法は、この組成のステンレス鋼帯または鋼板に、冷間加工を施して、オーステナイト相(γ相)から加工誘起マルテンサイト相(α´相)を形成する工程と、加工誘起マルテンサイト相(α´相)を形成したステンレス鋼帯または鋼板に２５０℃〜４８０℃の範囲で低温熱処理を施して、前記加工誘起マルテンサイト相形成工程で形成されたマルテンサイト相（α´相)）からオーステナイト相(γ_T相)を成長させる工程とを備えている。
「ＹＳ−ＥＬバランス」＝ＹＳ・ＥＬ・・・式１
γ_T相面積比（％）=１００×(観察面積全体に占めるγ_Ｔ相の合計面積割合)・・・式２
ただし、α´相は加工誘起マルテンサイト相、γ相はγ_T相とγ_R相を合わせた相、γ_T相は１粒子あたりの面積が５μｍ^２以上２０μｍ^２以下である逆変態オーステナイト相、γ_R相はγ_Ｔ相以外のオーステナイト相をそれぞれ示し、ＹＳは０．２％耐力、ＥＬは伸びを示す。
このような特性は、ＣｒあるいはＭｏなどの炭化物析出により硬化したα´相によって、１５５０Ｎ／ｍｍ^２を超える０．２％耐力（ＹＳ）を満たし、α´相中に分散したγ_Ｔ相のTRIP効果によって１５％を超える伸び（ＥＬ）を発現すると、本発明者は推定する。

以下、本発明に係る準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板について説明する。

（組成について）
本発明に係るステンレス鋼帯または鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１６〜１８％、Ｎｉ：４〜１１％、Ｍｏ：２．５％〜３．５％を含有する準安定オーステナイト系ステンレス鋼である。

Ｃは、冷間圧延時の加工誘起変態と変態後のα´相に必要な強度を付与するために０．０５％以上添加する。しかし、０．１５％を超えて添加するとオーステナイト相が安定化するため冷間圧延時の加工誘起変態が発現しにくくなると同時に、打抜き等の二次加工性を劣化させるため上限を０．１５％以下とした。

Ｓｉは、脱酸材として製鋼上重要な元素であるため、０．０５％以上添加する。しかし、１％を超えて添加すると圧延性や靭性を低下させるため、上限を１％とした。

ＭｎはＮｉとともにオーステナイト相を安定化させる元素であり、多量に添加すると通常の冷間圧延では５０％以上の加工誘起α´相を有する組織が得られない。そのため、本発明ではその上限を２％に規定する。下限は特に規定しないが、熱間圧延時の熱間割れ対策として０．１％とするのが好ましい。

Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性を付与するため１６％以上添加する。しかし、１８％を超えて添加するとオーステナイト相が安定化するため、通常の冷間圧延工程では充分な量の加工誘起変態α´相を出現させることが出来ない。そのため本発明では上限を１８％に限定した。

Ｎｉはオーステナイト安定化元素であり、冷間圧延前の組織を準安定オーステナイト状態に維持するため所定量の添加が必須である。本発明では溶体化処理後に準安定オーステナイト相とするための下限として４％以上添加する。しかし、１１％を超えて添加するとオーステナイト相が安定となるため通常の冷間圧延後の体積率で５０％以上の加工誘起変態α´相からなる組織が得られなくなる。そのため上限を１１％に限定した。

Ｍｏは本発明において重要な元素である。Ｍｏはステンレス鋼の耐孔食性を向上するために有効な元素であることが知られているが、本発明では低温熱処理における重要な析出強化元素でもある。本発明では、Ｍｏ炭化物によるα´相の析出強化が得られる下限値として２.５％以上を規定し、また、Ｍｏ添加量が多くなると、析出強化能が飽和するのみならず、合金コスト上不利となるため、上限値として３．５％を規定した。

また、析出強化を目的としてＴｉやＡｌなどの元素から１種または２種以上を選択して添加する事も可能である。これらの個々の元素添加量は他の元素とのバランスにもよるが、概ね０．１％〜３．５％が適切である。また、加工誘起変態後のα´相の耐食性を向上させるために、質量％でＣｕ：０．４〜１．０％配合することも可能である。０．４％未満では、際立った耐食性向上効果が認められず、逆に１．０％を超えると、熱間圧延時の熱間割れなどの製造工程上の問題が生じやすくなる。

本発明の鋼帯または鋼板には不可避的不純物として、Ｐ，Ｎ，Ｓ，Ｏ等が含まれるが、その不純物量は、通常の製造工程で含まれる程度であれば本発明の目的を阻害することがないので、許容される。

(金属組織について)
本発明に係る準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板は、α´相とγ相の２相組織で、γ相はγ_Ｔ相とγ_R相とで構成され、γ_Ｔ相とγ_R相との合計が１５〜５０体積%（α´相が５０〜８５体積％）で、式２に定義するγ_T相面積比（=１００×(観察面積全体に占めるγ_Ｔ相の合計面積割合)）が１％以上、２０％以下である。
ここで、γ_Ｔ相とγ_R相との合計が１５体積％未満（α´相が８５体積％超え）であるとγ相が不足しTRIP効果がなくなり伸びが低下する。
逆に、γ_Ｔ相とγ_R相との合計が５０体積％超え（α´相が５０体積％未満）であるとγ相が過剰になりTRIP効果がなくなり強度が低下する。
γ_T相面積比が１％未満であると、γ相が不足しTRIP効果がなくなり伸びが低下する。
γ_Ｔ相面積比が５０％超えであると、γ相が過剰になりTRIP効果がなくなり強度が低下する。

（特性について）
このような、組成及び金属組織を有する準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板は、０．２％耐力（ＹＳ）が１５５０Ｎ／ｍｍ^２〜１９００Ｎ／ｍｍ^２で、「ＹＳ−ＥＬバランス」（＝ＹＳ・ＥＬ）が少なくとも３５０００〜４８０００を満たす特性を有することができる。

（製法について）
前記組成のステンレス鋼帯または鋼板に冷間加工を施して、オーステナイト相(γ相)から加工誘起マルテンサイト相(α´相)を形成した後、ステンレス鋼帯または鋼板に２５０℃〜４８０℃の範囲で低温熱処理を施して、前記加工誘起マルテンサイト相形成工程で形成されたマルテンサイト相（α´相)からオーステナイト相(γ_T相)を成長させることにより、前記の金属組織及び特性を有する準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板を得ることかできる。

本発明者は、本発明に係る準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板が前記特性を有するのは以下のメカニズムによると推測する。すなわち、このような金属組織の状態で低温熱処理を施すことにより、冷間加工時にγ相から加工誘起変態したα´相中に蓄積された歪エネルギーを駆動力として、α´相中の過飽和固溶Ｃが、逆変態の核となる微細なγ_Ｒ相へ拡散・濃化することでγ相の成長が進む。更に所定の温度で保持することで、α´相の析出硬化現象が進行する。これらの現象を種々のパラメータで制御することで、α´相の持つ強度とγ相の加工誘起変態による高延性化を両立する事が可能になると考えられる。即ち、前記式１の「ＹＳ−ＥＬバランス」を、２１０００以上、特に、３５０００〜４８０００を満たす特性とすることができる。
冷間加工後のα´相の比率が５０％未満の場合、α´相中に蓄積される歪エネルギーが低いためα´相からγ相にＣの拡散・濃化が起こらない。このため、本発明の特性が発現しないばかりか、冷間加工率が低くα´相中の転位密度が低いため、強度と伸びのバランス「ＹＳ−ＥＬバランス」では従来材料の特性を超えることはない。

「ＹＳ−ＥＬバランス」＝ＹＳ・ＥＬ・・・式１

（体積率について）
次に本発明におけるマルテンサイト相（α´相）とオーステナイト相（γ相）の評価は、ＥＢＳＤ（後方電子散乱回折）法を用いて、鋼材の圧延方向に垂直な面（所謂RD面）を０．０５ｍｍ×０．０５ｍｍ以上の観察面積であって、かつ含まれる結晶粒の数が少なくとも１０００個以上の場合において、方位差５°以上を粒界と定義した場合のPhaseの測定結果により算出した面積率を本発明の体積率に読み替えたものとする。体積％についても同様である。

(特性)
本発明に係る組成及び金属組織を有するステンレス鋼帯または鋼板は、１５５０Ｎ／ｍｍ^２以上の０．２％耐力（ＹＳ）と２３％以上の伸び（ＥＬ）を両立させ、ＹＳ−ＥＬバランスで３５０００を超える特性を実現することができる。これらは、今までのステンレス鋼帯または鋼板では得られなかった優れた強度と延性を兼ね備えた特性である。

（製法）
上述した本発明に係る金属組織及び特性を得るための製法の一例を、従来から行われている常套的なステンレス鋼帯の製法と対比して、以下に説明する。
まず、従来から行われている常套的なステンレス鋼帯または鋼板の製法について簡単に説明し、次に、本発明に係るステンレス鋼帯または鋼板の製法の一例を説明する。

従来から常套的に行われている析出強化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯(例えばSUS631(17-7PH))の製法は、常套的な手段により得られたスキンパス上がりのステンレス鋼帯を定法(例えば圧下率８５％)に従って圧延した後、固溶化熱処理を行う。この固溶化熱処理は、例えば１１００℃で固溶体化した後、水冷するものである。ついで、マルテンサイト変態処理、具体的には、例えば、圧下率６０％で圧延する。その後、金属間化合物の析出強化を利用する為に、例えば４７５℃で析出硬化処理を行なう。このような処理により、０．２％耐力（ＹＳ）が１４００Ｎ／ｍｍ^２程度のステンレス鋼帯が得られるが、伸びは１〜１０％程度と低い値である。これは逆変態を目的としたものではない。析出硬化処理温度以上、例えば５００℃以上の温度で逆変態処理を行うと、伸びの増大は見込めるものの、逆変態だけでなく析出した金属間化合物の母相への固溶が進むため０．２％耐力（ＹＳ）は低下する。そのため１４００Ｎ／ｍｍ^２以上の０．２％耐力（ＹＳ）を発現する事はできない。

以下に、本発明に係るステンレス鋼帯または鋼板を得るための製法の好適な一例を説明する。
第１工程：この工程では、常套的な手段により得られた本発明の組成を有するステンレス鋼帯(例えばSUS631(17-7PH))を冷間圧延する。この圧延工程は加工誘起変態によりα´相の比率を高めることを意図したものである。そのため、冷間加工率は鋼帯の組成、板厚などにより異なるが、冷間加工率を２０％〜９０％の範囲、好ましくは３０％以上の冷間加工率とする。

第２工程：ついで、この圧延後のステンレス鋼帯に対して固溶体化熱処理を施す。この熱処理は、冷間加工によって加工誘起変態させたα´相をγ_Ｔ相に逆変態させ、α´相中に過飽和に存在するＣをγ相中に均一分散させるとともに、次いで行うマルテンサイト変態処理における金属組織の均一化を意図したものである。固溶体化の熱処理温度は、ステンレス鋼帯の組成などにより異なるが、例えば、９００℃〜１１５０℃の範囲で、好ましくは１０００℃以上である。ついで、加熱後急冷(例えば水冷)する。

第３工程：次に、マルテンサイト変態処理を行う。この処理での圧下率は、求める特性や鋼帯の組成、板厚などにより異なるが、加工前の鋼材または鋼帯に対して０％〜６０％の範囲、好ましくは５％〜４０％の範囲である。
圧下率が６０％を超えると逆変態の核となるγ相が不足し、その後の逆変態処理によって発明範囲の組織が得られない。

第４工程：第３工程で、求める特性に合わせたマルテンサイト変態処理を行った鋼帯または鋼板に、２５０℃〜４８０℃の範囲、好ましくは３００℃〜４５０℃の範囲で低温熱処理を施す。２５０℃未満の温度ではα´相中の過飽和固溶Ｃの拡散・濃化が十分に発生せず、γ相が成長しないため、強度延性バランスの向上は見込めない。また、４８０℃を超える温度では固溶化開始温度に近くなるためα´相中の過飽和固溶Ｃの拡散が促進され、安定したγ相が過度に成長する事で前述のＴＲＩＰ効果が発生しなくなり、延性の低下が発生すると共に強度も低下してしまう。これに対し、これらの工程を経た本発明の組成を有する鋼帯または鋼板は、α´相とγ相の比率が変化することにより、強度（ＹＳ）と伸び（ＥＬ）のバランスを改善させ、本発明の特性を得ることができる。

また、ＰＨステンレス鋼は金属間化合物の析出を目的として通常利用される析出硬化温度（例えば５００℃）付近で逆変態熱処理を実施しようとすると金属間化合物が析出してしまう。これにより強度は上昇するが、延性低下が著しい。そのため、金属間化合物が析出ＰＨステンレス鋼などに対しては本発明の処理条件範囲内であっても、前述のＰＨステンレス鋼以外の準安定オーステナイト系ステンレス鋼と比べて低温（例えば２５０℃〜３００℃）で熱処理し、γ_Ｔ相の増加と炭化物析出を利用することで、高強度高延性を両立する事が可能となることを見出した。
更に、目的の形状に成形加工した後に通常実施される温度（例えば５００℃）で析出硬化熱処理を施した場合、溶質原子の拡散が促進されるため金属間化合物の析出が加速する事で、更なる強度増加を見込めることを見出した。

前記事情に鑑み、本発明者は、強度と延性のバランスに優れる準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板として、上述したＳＵＳ６３１を代表とするＰＨステンレス鋼に着目した。

これら第１工程から第４工程に示すような条件を満たすことにより、ＹＳ−ＥＬバランスが少なくとも２１０００を超える特性を有する準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板を実現することが可能である。

この製造方法によれば、通常実施する２次加工工程の範囲から大きく逸脱することなく、また、製造コストや環境負荷を大幅に増加することなく、従来実現不可能とされていた特性を両立するステンレス鋼帯または鋼板を製造することができる。また第１工程や第２工程で示す製造工程は原料の状態に応じて繰り返し行ったのちに第３工程で示したマルテンサイト変態処理を行うこともある。
なお、上述した本発明に係るステンレス鋼帯または鋼板の製法は、あくまで一例であって、本発明は、この製法に限定されるものではない。

本発明によれば、準安定オーステナイト系ステンレス鋼の特徴である強度と、高成形性鋼板の特徴である延性を高位で両立することができる。
これにより従来の高強度材料では実現することのできなかった、構造上極めて高い強度が求められる部品への適用や、より複雑形状の部品の設計を可能にするものである。
ベースとなる準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯は、Ｃｒ、Ｎｉの含有量が多く、自動車用鋼板などに代表される高強度高延性材料と比べて耐食性が優位であることから、加工後の防錆を目的とした表面処理などが不要となるケースもあり、強度や延性だけでなく、耐食性が必要とされる用途への活用も期待できる。
従来公知の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯では、冷間加工率の増加に伴い０．２％耐力（ＹＳ）が上昇するが、伸び（ＥＬ）は低下してしまう。これにより加工性が劣るばかりか、析出硬化系の材料においては、加工後の熱処理による寸法変化が不可避である。
これに対し、本発明では、１５５０Ｎ／ｍｍ^２を超える高い０．２％耐力（ＹＳ）を得られるだけでなく、同時に２３％を超える伸び（ＥＬ）を両立させることができる。

図１は、下記表２に記載された識別１の試料の金属組織画像を示す図面代用顕微鏡写真である。 図２は、下記表２に記載された識別２の試料の金属組織画像を示す図面代用顕微鏡写真である。 図３は、下記表２に記載された識別３の試料の金属組織画像を示す図面代用顕微鏡写真である。 図４は、下記表２に記載された識別４の試料の金属組織画像を示す図面代用顕微鏡写真である。 図５は、下記表２に記載された識別５の試料の金属組織画像を示す図面代用顕微鏡写真である。 図６は、下記表２に記載された識別６の試料の金属組織画像を示す図面代用顕微鏡写真である。 図７は、下記表２に記載された識別７の試料の金属組織画像を示す図面代用顕微鏡写真である。 図８は、下記表１に記載された本発明鋼種1の試料を用いて、低温熱処理温度に応じた、時間別のYS×EL値の変化を示す図である。なお、図中、破線は低温熱処理時間が１５分、実線は６０分、一点鎖線は３６０分の場合を示す。 図９は、下記表１に記載された本発明鋼種1の試料を用いて、低温熱処理時間に応じた、温度別のYS×EL値の変化を示す図である。なお、図中、破線は低温熱処理温度が３００℃、実線は４００℃、一点鎖線は５００℃の場合を示す。

以下、本発明を実施態様に基づいて説明する。ただし、本発明はこれらの実施態様に限定されるものでない。

以下、本発明の実施例を本発明の条件から外れる比較例と共に説明する。
本発明に係る化学組成を有する鋼種1と、Ｍｏ含有量が本発明に係る化学組成から外れる鋼種２〜４とを用意した。その化学組成を表１に示す。次いで、表１に示す本発明鋼種１において、本発明の金属組織を有する鋼（識別１〜５）及び、本発明から外れる金属組織を有する鋼（識別６、７）を製造した。これら鋼の金属組織を表２に示す。また、これらの鋼の製造条件を表３に示す。製造された鋼（識別１〜７）の硬さ（ＨＶ）、引張強度（Ｔｓ）、０.２％耐力（ＹＳ）、伸び（ＥＬ）を測定し、それぞれ表４に示す。なお、表１〜４において、左側に「*」が付いている数値は、ＹＳが１４００Ｎ／ｍｍ^２〜１９００Ｎ／ｍｍ^２の範囲から外れ、又は、「ＹＳ−ＥＬバランス」が２１０００〜４８０００の範囲から外れている値を示す。

［表１］

［表２］

［表３］

［表４］

以上の結果から分かるように、表４の識別１〜５によれば、１４００Ｎ／ｍｍ^２を超える０．２％耐力（ＹＳ）を満たし、γ相が１５％を超える伸び（ＥＬ）を発現することができる。これに対し、比較例である識別６、７は、これらの両方の特性を同時に満たすことはできない。図１〜７に、これら識別１〜７の試料の金属組織画像を示す。

次に、表１の本発明に係る組成を有する鋼種１とともに本発明から外れる組成を有する鋼種２−４を用意し、表６に示された各種製造条件に基づいてステンレス鋼帯を製造した。その金属組織を表５に示し、特性を表７に示す。表５、７において、数値の先頭に記載した記号「*」は、ＹＳが１４００Ｎ／ｍｍ^２〜１９００Ｎ／ｍｍ^２の範囲から外れ、又は、「ＹＳ−ＥＬバランス」が２１０００〜４８０００の範囲から外れる数値であることを意味する。また、表７の鋼種１−ｂ５，１−ｂ７は、本発明の範囲、すなわち、ＹＳが１５５０Ｎ／ｍｍ^２〜１９００Ｎ／ｍｍ^２の範囲で、かつ、ＹＳ−ＥＬバランスが３５０００〜４８０００の範囲にあることが分かる。
これら表５〜７に示した実験結果から以下のことが分かる。すなわち、本発明に係る組成を有する鋼種においては、低温熱処理温度が５００℃を超えなければ、低温熱処理時間の長短にかかわらず、本発明で目的とする特性を得ることができるが、低温熱処理温度が５００℃の場合、低温処理時間が長くなると目的とする特性を得られなくなる。また、低温熱処理を行わなければ、目的とする特性を得られない。
一方、本発明から外れる組成を有する鋼種では、本発明に係る熱処理温度で低温熱処理をおこなっても、本発明において目的とする特性を得ることができない。

［表５］

［表６］

［表７］

図８は、本発明鋼種1の試料を用いて表６に示す工程を実施した際に、低温熱処理温度に応じた、時間別のYS×EL値の変化を示す図である。
図８から、低温熱処理温度が４８０℃を超えた場合、特に、低温熱処理時間が長くなると、目的とするＹＳ×ＥＬ値が得られないことが分かる。逆に低温熱処理温度が２５０℃未満の場合、特に、低温熱処理時間が短いと、目的とするＹＳ×ＥＬ値が得られないことが分かる。そして、３００℃〜４５０℃の範囲であれば、低温熱処理時間の長短に実質的に依存することなく、所望のＹＳ×ＥＬ値を安定して得ることができることがわかる。

図９は、本発明鋼種1の試料を用いて表６に示す工程を実施した際に、低温熱処理時間に応じた、温度別のＹＳ×ＥＬ値の変化を示す図である。
図９から、３００℃においてＹＳ×ＥＬ値は２２０００以上の値で低位安定し、４００℃においてＹＳ×ＥＬ値は２９０００以上の値で高位安定することが分かる。これに対し、５００℃においてＹＳ×ＥＬ値は、低温熱処理時間が長くなるにつれて３７０００から２００００程度の範囲で急激に低下している。このことから、５００℃以上の低温熱処理温度では、低温熱処理時間に起因して急激な特性低下を生じて品質の不安定さを生むという不都合があることが分かる。

本発明は、質量％で、Ｃ含有量が０．０５〜０．１５％、Ｓｉ含有量が０．０５〜１％でＣｒ含有量とＮｉ含有量がそれぞれ１６〜２０％と４〜１１％、Ｍｏ含有量が２．５％〜３．５％である、準安定オーステナイト系ステンレス鋼をベースとする。そして、この準安定オーステナイト系ステンレス鋼に対して、冷間加工によって得られる５０％以上の加工誘起マルテンサイト相(α´相)を母相とし、好適には２５０℃〜４８０℃の低温熱処理をおこなうことにより得られた加工誘起α´相とγ相（γ_Ｒ相＋γ_Ｔ相）の２相組織であり、前記式２に定義するγ_T相面積比が１％以上、２０％以下で、残部の相はα´とγ_Rからなる金属組織を有するステンレス鋼帯または鋼板である。
この様な４８０℃以下の低温熱処理によりＮｉやＭｎが１１％以下の汎用鋼種の金属組織を逆変態させる製法は従来にない新規な技術であり、しかも、この製法により得られる上記組織によれば、α´相によって１５５０Ｎ／ｍｍ^２を超える０．２％耐力（ＹＳ）を満たし、γ相が１５％を超える伸び（ＥＬ）を発現することができる。
ベースとなる準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｃｒ、Ｎｉの含有量が多く、従来の鉄ベースの高強度高延性鋼板と比べて耐食性も優位であることから、強度や加工性だけでなく、耐食性が必要とされる用途への活用も期待できる。また、硬さを必要とする用途に応じて、上記特性に加えてＨＶ４５０以上のステンレス鋼帯または鋼板を得ることもできる。

Claims (4)

1. 質量%で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１６〜１８％、Ｎｉ：４〜１１％、Ｍｏ：２．５％〜３．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   α´相とγ相の２相組織で、γ相はγ_T相とγ_R相とで構成され、γ_T相とγ_R相との合計が１５〜５０体積%で、下記式２に定義するγ_T相面積比が１％以上、２０％以下であり、
   ０．２％耐力（ＹＳ）が１５５０Ｎ／ｍｍ^２〜１９００Ｎ／ｍｍ^２で、前記式１に示す「ＹＳ−ＥＬバランス」が少なくとも３５０００〜４８０００を満たす特性を有することを特徴とする、準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板。
   「ＹＳ−ＥＬバランス」＝ＹＳ・ＥＬ・・・式１
   γ_T相面積比（％）=１００×(観察面積全体に占めるγ_Ｔ相の合計面積割合)・・・式２
   ただし、α´相は加工誘起マルテンサイト相、γ相はγ_T相とγ_R相を合わせた相、γ_T相は１粒子あたりの面積が５μｍ^２以上２０μｍ^２以下である逆変態オーステナイト相、γ_R相はγ_T相以外のオーステナイト相をそれぞれ示し、ＹＳは０．２％耐力、ＥＬは伸びを示す。
2. ＨＶ４５０以上である請求項１に記載の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板。
3. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１６〜１８％、Ｎｉ：４〜１１％、Ｍｏ：２．５％〜３．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるステンレス鋼帯または鋼板を用意する工程と、
   このステンレス鋼帯または鋼板に冷間加工を施して、オーステナイト相(γ相)から加工誘起マルテンサイト相(α´相)を５０体積％以上形成する工程と、
   加工誘起マルテンサイト相(α´相)を形成したステンレス鋼帯または鋼板に２５０℃〜４８０℃の範囲で低温熱処理を施して、前記加工誘起マルテンサイト相形成工程で形成されたマルテンサイト相（α´相)）からオーステナイト相(γ_T相)を成長させる工程とを備えて、下記金属組織および機械的特性とすることを特徴とする準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板の製造方法。
   α´相とγ相の２相組織で、γ相はγ_Ｔ相とγ_R相とで構成され、γ_Ｔ相とγ_R相との合計が１５〜５０体積%で、式２に定義するγ_T相面積比が１％以上、２０％以下の金属組織であり、
   ０．２％耐力（ＹＳ）が１５５０Ｎ／ｍｍ^２〜１９００Ｎ／ｍｍ^２で、前記式１に示す「ＹＳ−ＥＬバランス」が少なくとも３５０００〜４８０００を満たす機械的特性を有する。
   「ＹＳ−ＥＬバランス」＝ＹＳ・ＥＬ・・・式１
   γ_T相面積比（％）=１００×(観察面積全体に占めるγ_T相の合計面積割合)・・・式２
   ただし、α´相は加工誘起マルテンサイト相、γ相はγ_T相とγ_R相を合わせた相、γ_T相は１粒子あたりの面積が５μｍ^２以上２０μｍ^２以下である逆変態オーステナイト相、γ_R相はγ_Ｔ相以外のオーステナイト相をそれぞれ示し、ＹＳは０．２％耐力、ＥＬは伸びを示す。
4. 請求項３の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板の製造方法において最終的に得られるステンレス鋼帯または鋼板は、ＨＶ４５０以上である請求項３に記載の準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板の製造方法。

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