JP6738671B2

JP6738671B2 - ステンレス鋼板

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Publication number: JP6738671B2
Application number: JP2016131838A
Authority: JP
Inventors: 弘泰松林; 汐月　勝幸; 勝幸汐月; 太一朗溝口; 鈴木　聡; 聡鈴木
Original assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2016-07-01
Filing date: 2016-07-01
Publication date: 2020-08-12
Anticipated expiration: 2036-07-01
Also published as: JP2018003099A

Description

本発明は、例えばスイッチのばね等の材料として用いられるステンレス鋼板に関する。

近年、携帯電話端末や家電製品等の電子機器の小型化が進み、これら電子機器に設けられているタクトスイッチ等の薄型の押しボタンスイッチの部品としては、一般的に、小型化および薄肉化に対応できる機械的性質と、繰り返し負荷に対する耐久性（疲労特性）とが求められている。

また、電子機器のスイッチには、いわゆるクリック感を奏するように、薄い金属板によりドーム状に形成されたメタルドームが内蔵される。

そのため、この種のスイッチのクリック感は内蔵されたメタルドームの特性によって大きく影響される。

メタルドームの特性は、荷重変位測定器で測定される荷重と移動量との関係によって表され、具体的には、測定された荷重の極大値をＰ１とし、荷重の極小値をＰ２とした場合に、（Ｐ１−Ｐ２）／Ｐ１の式で示すクリック率により評価される。

なお、クリック率が高いほど、良好な操作感が得られるが、反転不良等の不具合が起こりやすくなったり耐久性が低下して寿命が短くなったりするため、メタルドーム等のスイッチ用のばねに用いられる材料は、一般的にクリック率が３０〜６０％の範囲となるように調整されている。

このようなスイッチ用のばねの材料としては、特許文献１に示すように、Ｍｄ_３０の値が−５０〜−２０となるように成分調整され、加工誘起マルテンサイト相を５０〜８０体積％有しかつそのマルテンサイト相のマトリックス中にＣｕリッチ相が０．１体積％以上の割合で分散した金属組織を有し、疲労特性および加工性に優れた表面接触電気抵抗の小さいステンレス鋼板等が知られている。

特開２００５−２９８２７号公報

ここで、スイッチを製造する際の加工工程では、ステンレス鋼板のプレス成形後、リフローはんだ付けのために２５０℃程度の熱処理が施される。

そして、例えば特許文献１等のステンレス鋼板では、このような加工工程中の熱処理によってクリック率が変化し、性能にばらつきが生じてしまう可能性が考えられる。

そこで、特性が変化しにくいステンレス鋼板が求められていた。

本発明はこのような点に鑑みなされたもので、特性が変化しにくいステンレス鋼板を提供することを目的とする。

請求項１に記載されたステンレス鋼板は、Ｃ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、Ｓｉ：１．５０質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上７．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以上７．０質量％以下、Ｃｒ：１５．０質量％以上１９．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上３．５質量％以下、Ｎ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下およびＭｏ：０質量％以上２．０質量％以下を含有し、Ｃ含有量とＮ含有量との合計が０．２０質量％以上で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏで示すオーステナイト安定指標であるＭｄ_３０の値が１７．３以上２２．６以下で、ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２−７７Ｎで示す積層欠陥エネルギー生成指標であるＳＦＥの値が３５以下で、オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の複相組織を有し、その複相組織における加工誘起マルテンサイト量が２０％以上で、結晶粒径が２０μｍ以下で、弾性限界応力が１５００Ｎ／ｍｍ^２以上で、硬さが５５０ＨＶ以上６５０ＨＶ以下であるものである。

本発明によれば、Ｃ含有量とＮ含有量の合計、Ｍｄ_３０の値およびＳＦＥの値が所定の範囲に調整されているため、特性の変化を抑制できる。

メタルドームが設けられたスイッチの分解状態を示す斜視図である。メタルドームが設けられたスイッチの組付状態を示す断面図である。本実施例および比較例のクリック率の変動と弾性限界応力との関係を示すグラフである。

以下、本発明の一実施の形態の構成について詳細に説明する。

本発明に係るステンレス鋼板は、例えば図１および図２に示すスイッチ１の部品等の材料として用いられる。

スイッチ１は、固定接点２が設けられたベース部材３を備えている。また、ベース部材３内にステンレス鋼板で形成された反転ばねとしてのドーム状のメタルドーム４が設けられ、このメタルドーム４の上部にプランジャ５が設けられて、カバー部材６が取り付けられている。

これらプランジャ５とカバー部材６とは、カバー部材６の開口部6aからプランジャ５の突起部5aが突出するように配置されている。

メタルドーム４は、台座部７を有し、この台座部７の下端部がベース部材３内の底部に接触するように設置される。

また、メタルドーム４は、台座部７から上方に膨出するように湾曲した湾曲部８が一体に設けられている。

このようなドーム状のメタルドーム４は、通常時には、湾曲部８の上側面がプランジャ５の突起部5bと接触し、かつ、湾曲部８の下側面が固定接点に接触しないように配置されている。

そして、プランジャ５を下方へ押圧して押し込むことにより、メタルドーム４が弾性変形し、そのメタルドーム４における湾曲部８の下側面が固定接点２と接触して、スイッチ１が作動する。

また、プランジャ５を下方へ押圧する力を解放することにより、メタルドーム４の復元力によって、湾曲部８の下側面が固定接点から離間する。

ここで、例えばスイッチ１の反転ばねであるメタルドーム４用の材料としてステンレス鋼板が用いられる際には、一般的に、プレス成形によって台座部７と湾曲部８とが形成される。

このプレス成形では、同一成形荷重の場合には、そのステンレス鋼板の弾性限界応力が高いほど、塑性ひずみが小さくなる。

そのため、弾性限界応力の高いステンレス鋼板は、加工工程中のリフロー加熱でのひずみ時効による弾性限の変化が小さくなり、加熱前後のクリック率の変化が小さくなると考えられる。

クリック率は、荷重変位測定器で測定される荷重の極大値をＰ１とし、荷重の極小値をＰ２とした場合に、（Ｐ１−Ｐ２）／Ｐ１の式で示される。

本発明に係るステンレス鋼板で形成されたメタルドーム４は、クリック率が４０％以上６０％以下であることが好ましい。

また、加工工程中のリフローはんだ付けのための熱処理によりクリック率の変化が１０％以下であることが好ましい。

すなわち、例えばクリック率が４０％以上６０％以下であるステンレス鋼板（メタルドーム４）を熱処理した後のクリック率は、３０％以上５０％以下の範囲であることが好ましい。

そして、このように熱処理後のクリック率の変化を１０％以下にするには、弾性限界応力を１５００Ｎ／ｍｍ^２以上にすることが有効である。

具体的には、準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、加工誘起マルテンサイト相（α´相）とオーステナイト相（γ相）とが存在し、加工誘起マルテンサイト相に比べてオーステナイト相の強度が低い。そのため、弾性限界応力を向上するには、オーステナイト相を高強度化すること、および、積層欠陥エネルギー生成指標であるＳＦＥの値を低下させることが重要である。

以下、本発明の一実施の形態に係るステンレス鋼板について説明する。

ステンレス鋼板は、０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＣ（炭素）、１．５０質量％以下のＳｉ（ケイ素）、０．１質量％以上７．０質量％以下のＭｎ（マンガン）、１．０質量％以上７．０質量％以下のＮｉ（ニッケル）、１５．０質量％以上１９．０質量％以下のＣｒ（クロム）、０質量％以上３．５質量％以下のＣｕ（銅）、０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＮ（窒素）、および、０質量％以上２．０質量％以下のＭｏ（モリブデン）を含有し、Ｃ含有量とＮ含有量との合計が０．２０質量％以上で、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物で構成される。

また、上記各元素の含有量の範囲において、Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏの（１）式で示すオーステナイト安定指標であるＭｄ_３０の値が５以上３０以下となるように成分調整されている。

さらに、各元素の含有量の範囲において、ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２−７７Ｎの（２）式で示す積層欠陥エネルギー生成指標であるＳＦＥの値が３５以下となるように成分調整されている。

なお、上記Ｍｄ_３０およびＳＦＥを示す式の元素記号には、そのステンレス鋼が含有している各元素の含有量が代入され、各式に含まれる元素のうち、無添加のものは０が代入される。

また、上記組成で構成されたステンレス鋼板は、オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の複相組織を有し、加工誘起マルテンサイト量が２０％以上の組織で、結晶粒径が２０μｍ以下である。

さらに、上記ステンレス鋼板は、弾性限界応力が１５００Ｎ／ｍｍ^２以上で、硬さが５５０ＨＶ以上６５０ＨＶ以下である。

ＣおよびＮは、オーステナイト生成元素であり、これらの元素の含有量が少なすぎるとδフェライト相の生成量が増大し、熱間加工性が低下する。また、ＣおよびＮは、加工誘起マルテンサイト相を固溶強化するために有用な元素である。そして、Ｃの含有量およびＮの含有量をいずれも、０．０５質量％以上にすることが、顕著な延性向上作用を安定して得るとともに高強度化のために重要である。一方、ＣおよびＮを、０．３０質量％を超えて過剰に含有させると、鋼が過度に硬質化し加工性を阻害する要因となる可能性がある。したがって、Ｃの含有量およびＮの含有量は、いずれも０．０５質量％以上０．３０質量％以下とする。

また、加工誘起マルテンサイト相の生成等による加工誘起変態塑性（ＴＲＩＰ）現象にて高強度を得るには、Ｃ＋Ｎ（ＣおよびＮの合計含有量）を０．２０質量％以上とする必要がある。したがって、ＣおよびＮは、上記それぞれの含有量の範囲において、Ｃ＋Ｎ≧０．２０質量％となるように調整する。

Ｓｉは、製鋼での脱酸に有用な元素であるとともに、固溶強化に寄与する元素である。しかし、１．５０質量％を超えて過剰に含有させると、鋼が硬質化し加工性を損なう要因となる。また、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、過剰添加は高温域でのδフェライト相の多量生成を招き、熱間加工性を阻害する。したがって、Ｓｉの含有量は、１．５０質量％以下とする。

Ｍｎは、Ｎｉに比べて安価で、Ｎｉの作用を代替できる有用なオーステナイト形成元素である。また、鋼を固溶強化する有用な元素でもある。さらに、ＳＦＥを低下させて、変形双晶によって加工硬化能を向上させる。これらの作用を奏するには、Ｍｎを０．１質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎを、７．０質量％を超えて過剰に含有させると、熱間加工性を阻害する要因となる。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１質量％以上７．０質量％以下とする。

Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼に必須の元素であり、延性や靭性の向上に有効である。その作用を十分に奏するには、１．０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｉを７．０質量％を超えて過剰に含有させると、強度特性を低下させる要因になるとともに、コストの増大により経済性も低下する。したがって、Ｎｉの含有量は、１．０質量％以上７．０質量％以下とする。

Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を担保する不動態皮膜の形成に必須の元素であり、１５．０質量％以上含有させることで、耐食性を十分に確保できる。一方、Ｃｒは、フェライト生成元素であるため、過度に含有させると熱延前加熱温度が（γ＋δ）の２相域となり、加熱後もδフェライトの多量生成を招き、熱間加工性を損なう要因となる。この一実施の形態では、オーステナイト生成元素の含有量の調整により１９．０質量％まで含有させることができる。したがって、Ｃｒの含有量は、１５．０質量％以上１９．０質量％以下とする。

Ｃｕは、加工誘起マルテンサイト相の生成に起因して加工硬化を抑制するため、製造工程の負荷を低減できる有効な元素である。一方、Ｃｕを３．５質量％を超えて過剰に含有させると、熱間加工性の低下につながる。したがって、Ｃｕの含有量は０質量％以上３．５質量％以下（無添加を含む。）とする。

Ｍｏは、耐食性の向上に有用な元素であるとともに、固溶強化に寄与する元素であるが、２．０質量％を超えて過剰に含有させると、熱間加工性を損なう要因となる。したがって、Ｍｏの含有量は、０質量％以上２．０質量％以下（無添加を含む。）とする。

（１）式で表されるオーステナイト安定度指標であるＭｄ_３０は、その値が大きいほど、オーステナイト相から加工誘起マルテンサイト相への変態が起こりやすく、軽度の冷延ひずみの付与で高強度が得られるとともに、優れた延性を確保できる。また、成形が施される場合においても、曲げ部など加工ひずみが付与された部分はＴＲＩＰ現象によりさらに高い強度が得られやすい。このような高強度化作用は、Ｍｄ_３０の値が５以上の場合に顕著に現れる。一方、Ｍｄ_３０の値が３０を超えると、曲げ加工を施した部分における加工誘起マルテンサイト生成量が多くなり過ぎるため、割れが誘発され曲げ性が劣化する可能性がある。したがって、高強度でかつ良好な延性を安定して確保するために、オーステナイト安定度指標であるＭｄ_３０の値は、５以上３０以下とする。

また、（２）式で表される積層欠陥エネルギー指標であるＳＦＥは、その値が大きい場合、例えばＳＦＥが３５を超える場合、オーステナイト相の加工硬化が小さくなって、加工時に生じた加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相との硬度差により、亀裂が生じやすくなる。また、オーステナイト相を高強度化するには、ＭｎやＮを添加することによりＳＦＥを２０以下に低下させて、変形双晶で加工硬化能を向上させることが有効である。したがって、積層欠陥エネルギー指標であるＳＦＥの値は、３５以下とする。

上記ステンレス鋼板は、オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の複相組織を有している。

この複相組織における加工誘起マルテンサイト量が２０％未満であると、十分な強度を確保できない可能性がある。したがって、複相組織における加工誘起マルテンサイト量は２０％以上とし、好ましくは７０％以上である。

さらに、複相組織の結晶粒径が２０μｍより大きいと、十分な強度（弾性限）を確保できない可能性があるため、複相組織の結晶粒径は２０μｍ以下とする。

また、薄肉化および小型化に対応するには、繰り返し負荷に対する耐久性が得られる強度と硬度とが必要である。しかし、強度を過度に上げると、クリック率が悪化する可能性がある。したがって、ステンレス鋼板の引張強度および硬度は、繰り返し負荷に対する耐久性とクリック率との関係を考慮して、弾性限界応力が１５００Ｎ／ｍｍ^２以上で、硬さが５５０ＨＶ以上６５０ＨＶ以下とし、この範囲でクリック率が４０％以上６０％以下となるように調整することが好ましい。

次に、上記ステンレス鋼板の製造方法を説明する。

上記ステンレス鋼板を製造するに際には、真空溶解によって原料を溶解および精製し、上述のように成分調整したステンレス鋼を溶製する。

また、そのステンレス鋼を熱間圧延し、熱間圧延した鋼板を焼鈍および酸洗し、焼鈍および酸洗した鋼板を冷間圧延し、冷間圧延した鋼板を時効処理する。

なお、焼鈍・酸洗工程および冷間圧延工程では、鋼板が所望の厚さになるまで必要に応じて焼鈍および酸洗と冷間圧延とを繰り返し、必要に応じて、光輝焼鈍（ＢＡ）を行ってもよい。

冷間圧延工程では、所望の板厚にするとともに、加工硬化によって強度を向上させ、かつ、複相組織における加工誘起マルテンサイト相が所望の割合になるような条件で冷間圧延が行われる。

具体的には、圧延温度が高く、圧延率が低いほど加工誘起マルテンサイトが生成されにくく、圧延温度が５０℃より高い場合や、圧延率が４０％より低い場合には、加工誘起マルテンサイト量が２０％未満となる可能性がある。そのため、冷間圧延率が４０％以上７５％以下で、かつ、圧延温度が５０℃以下の条件で冷間圧延を行う。

時効処理工程では、炭化物や窒化物等の高強度析出物を析出させて、高強度化するとともに、弾性限界応力例えば１５００Ｎ／ｍｍ^２以上に向上するような条件で時効処理が行われることが好ましい。

具体的には、時効温度が３００℃以上７００℃以下で、かつ、時効温度をＴ（Ｋ）とし、時効時間をｔ（時間）とした場合に、時効温度と時効時間との関係が１２０００＜Ｔ（ｌｏｇｔ＋２０）＜１６５００となる条件で時効処理する。

また、時効処理は、加工誘起マルテンサイトのひずみ時効硬化によって、硬さが４０ＨＶ以上向上される条件で行うことが好ましい。

そして、上記一実施の形態によれば、Ｃ含有量およびＮ含有量の合計が０．２０質量％以上で、Ｍｄ_３０の値が１０以上３０以下で、ＳＦＥの値が２０以下であるため、加工誘起マルテンサイトによって強度を向上できるとともに、複相組織におけるオーステナイト相の強度を向上できる。そのため、弾性限度応力を向上でき、加工工程での熱処理によるクリック率の変化等の特性の変化を抑制できる。

また、所定条件で冷間圧延を行うことにより、加工硬化によって強度を向上でき、所定条件で時効処理を行うことにより、高強度析出物の析出によってオーステナイト相の強度を向上でき、弾性限度応力を向上できる。

ここで、４５０℃で時効処理したステンレス鋼板について、時効処理前後での疲労特性の変化を確認した。

具体的には、４５０℃で時効処理した後のステンレス鋼板を直径４ｍｍで厚さ５０μｍのメタルドームに加工し、そのメタルドームについて、荷重５００ｇｆとして、１秒あたりのスイッチング繰り返し数を３回として、割れが発生するまでのスイッチング回数を測定した。この結果を表１に示す。

表１に示すように、時効処理前の状態での割れ発生までのスイッチング回数に比べて、４５０℃で時効処理した後の割れ発生までのスイッチング回数の方が著しく向上している。

すなわち、時効処理工程では、時効温度を調整することにより、繰り返し荷重に対する耐久性（疲労特性）を向上できる。その結果、薄肉化および小型化に対応できる強度を確保できるとともに、特性の変化を抑制して長寿命化できかつ製品毎の寿命のばらつきを低減できる。

また、強度を向上できるとともに、弾性限度応力を向上できるため、高強度化できるとともに、クリック率を４０％以上６０％以下の範囲に調整でき、小型化および薄肉化しても良好なクリック率を確保できる。

以下、本実施例および比較例について説明する。

まず、表２に示す組成のステンレス鋼を溶製した。表２において、Ａ１〜Ａ７が上記一実施の形態の条件を満たす本実施例で、Ｂ１〜Ｂ４が比較例である。

なお、Ｂ１〜Ｂ４は、Ｃ＋Ｎが０．２０未満である。

表２に示す組成のステンレス鋼の１００ｋｇの鋼塊を得た後に、抽出温度１２３０℃で熱間圧延することにより板厚３ｍｍの熱延鋼帯を製造した。

この熱延鋼帯に１０８０℃で均熱５分の中間焼鈍を施した後、所定の条件の冷間圧延と、１０８０℃で均熱１分の焼鈍を繰り返し、中間鋼帯を得た。

また、調質圧延後の板厚が０．２ｍｍとなる圧延率をそれぞれの鋼についてあらかじめ調べておき、その調質圧延率をもとに仕上焼鈍時の板厚を設定して、その板厚まで冷間圧延を行った後に１０８０℃で均熱１分の仕上焼鈍を施した。

仕上焼鈍後に板厚０．２ｍｍまで調質圧延を行った。この調質圧延は、鋼板の温度が７０℃となるよう加温した上で７〜１０パス行った。

調質圧延後に、各鋼板について硬さを測定し、時効温度を４５０℃とし、時効時間を１時間として時効処理を行った。

そして、時効処理後の各鋼板について、硬さ、弾性限界応力およびクリック率を測定した。なお、弾性限界応力の測定では、ＪＩＳ１３Ｂ号試験片（Ｌ方向：圧延方向に平行）を用い、５ｍｍ／分の試験速度から求められる０．０２％耐力値を弾性限界応力とした。

また、各鋼板について、所定の条件でリフロー熱処理し、熱処理後のクリック率を測定して、熱処理前後でのクリック率の変動を算出した。

リフロー熱処理では、（１）常温、（２）予熱、（３）昇温、（４）本加熱および（５）冷却の順に処理を進行した。

具体的には、常温から予熱温度まで３０〜６０秒で加熱し、予熱は１５０〜１８０℃の温度で６０〜１２０秒加熱した。予熱後には、２３０℃まで３０〜５０秒で加熱し、本加熱では、２００〜２３０℃（２６０℃以下）で４０〜５０秒加熱した。その後、２３０℃から１００℃ｍで２〜４℃／秒の冷却速度で冷却した。

表３には、本実施例および比較例に関する冷間圧延条件と、各試験結果とを示し、図３には、本実施例および比較例に関するクリック率変動と弾性限界応力との関係を示す。

なお、弾性限界応力は１５００Ｎ／ｍｍ^２を基準に評価し、クリック率変動は１０％を基準に評価した。

本実施例は、いずれも弾性限界応力が１５００Ｎ／ｍｍ^２以上であり、かつ、クリック率の変動が１０％未満であった。

一方、比較例であるＢ１〜Ｂ４は、いずれもクリック率の変動が１０％を超えており、加熱処理によってクリック率の変動が大きかった。

したがって、本実施例の条件を満たすことにより、熱処理前後でのクリック率の変動を抑制できることが確認された。

次に、上記本実施例および比較例について、時効処理した後のステンレス鋼板を直径４ｍｍで厚さ５０μｍのメタルドームに加工し、そのメタルドームについて、荷重５００ｇｆとして、１秒あたりのスイッチング繰り返し数を３回として、割れが発生するまでのスイッチング回数を測定した。このスイッチング回数の測定結果を表４に示す。

表４に示すように、本実施例のいずれも割れが発生するまでのスイッチング回数が５００万回以上であった。

これに対して、比較例であるＢ１ないしＢ４のいずれも割れが発生するまでのスイッチング回数が３７０万回以下であった。

したがって、本実施例の条件を満たすことにより、疲労特性を向上できることが確認された。

Claims

Ｃ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、Ｓｉ：１．５０質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上７．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以上７．０質量％以下、Ｃｒ：１５．０質量％以上１９．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上３．５質量％以下、Ｎ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下およびＭｏ：０質量％以上２．０質量％以下を含有し、Ｃ含有量とＮ含有量との合計が０．２０質量％以上で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏで示すオーステナイト安定指標であるＭｄ_３０の値が１７．３以上２２．６以下で、
ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２−７７Ｎで示す積層欠陥エネルギー生成指標であるＳＦＥの値が３５以下で、
オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の複相組織を有し、その複相組織における加工誘起マルテンサイト量が２０％以上で、
結晶粒径が２０μｍ以下で、
弾性限界応力が１５００Ｎ／ｍｍ^２以上で、
硬さが５５０ＨＶ以上６５０ＨＶ以下である
ことを特徴とするステンレス鋼板。