JP7483049B2 - 二相ステンレス鋼板および二相ステンレス熱延板、ならびに二相ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents

二相ステンレス鋼板および二相ステンレス熱延板、ならびに二相ステンレス鋼板の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、二相ステンレス鋼板および二相ステンレス熱延板、ならびに二相ステンレス鋼板の製造方法に関する。本願は、２０２０年１１月３０日に、日本に出願された特願２０２０－１９８５８５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
ステンレス鋼は代表的な耐食材料として各種用途に使用されているが、単に腐食による発銹や穴開きが生じないだけでなく、近年では、施工後における外観上の美麗さが要求される用途への適用が進められている。
そのため、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃｒ：１６～３５％、Ｔｉ：０．０５～０．５％、Ｍｏ：０～６％（無添加を含む）、Ｎｂ：０～１．０％（無添加を含む）、Ｎ：０．００５～０．０２５％を含有し、Ｃ含有量が０．０１５％以下に制限された二相ステンレス鋼の光輝焼鈍鋼板または焼鈍・酸洗鋼板であって、圧延方向に直交する方向における鋼板表面の板幅内明度較差ΔＬが５以下に調整されている、帯状外観むらの発生防止能に優れた外装建材用高耐食性ステンレス鋼板が開示されている。
日本国特開２０００－１２９４０５号公報
二相ステンレス鋼板は、オーステナイト系ステンレス鋼板と比較して、耐候性に優れている。しかしながら、従来の二相ステンレス系の薄板は、表面粗さに長周期的なむら（表面うねり）が存在する。表面うねりを有する二相ステンレス鋼板には、この表面うねりに起因した筋模様が視認されることがある。そのため、外観の美麗さが要求される場合、従来の二相ステンレス鋼には改善の余地がある。
本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、外観が美麗な二相ステンレス鋼板および二相ステンレス熱延板ならびに二相ステンレス鋼板の製造方法を提供することにある。
本発明者らは、特定の結晶方位を有するフェライト相の結晶粒が二相ステンレス鋼板に多く存在すると、二相ステンレス鋼板を変形させた場合、例えば、鏡面研磨を行った場合に、当該結晶粒は、他の方位の結晶粒と異なった変形をすることを知見した。そして、本発明者らは、この異なる結晶粒間で生じる異なる変形挙動により、表面うねりが生じることを知見した。そこで、本発明者らは、フェライト相の集合組織をランダムにすることで、表面うねりを抑制させることに想到した。具体的には、二相ステンレス鋼板の製造において、熱延板を低温で長時間焼鈍することで、フェライト相を軟化させて、軟化したフェライト相に優先的にひずみを導入することで、フェライト相の結晶方位の分布を均一にすることに想到した。そして、本発明者らは、鋭意検討を行い、本発明をするに至った。
上記知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る二相ステンレス鋼板は、オーステナイト相とフェライト相を含有する二相ステンレス鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：４．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎｉ：１．５０～８．００％、Ｃｒ：１８．００～２８．００％、Ｍｏ：５．００％以下、Ｃｕ：０．０５～１．５０％、および、Ｎ：０．０８０～０．３２０％、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、圧延面における圧延方向に垂直な方向であって板厚方向に平行な方向である圧延垂直方向の断面の板厚中心部において、前記圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜１１１＞に対する、前記圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜００１＞の比である面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞が、０．９０～１．１０である。
［２］上記［１］に記載の二相ステンレス鋼板は、圧延方向の表面うねり高さが０．３μｍ以下であってもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の二相ステンレス鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．７５％以下、Ｍｎ：２．００～４．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎｉ：１．５０～２．５０％、
Ｃｒ：１８．００～２１．５０％、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｕ：０．５０～１．５０％、および、Ｎ：０．１５０～０．２００％、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなっていてもよい。
［４］上記［１］～［３］のいずれかに記載の二相ステンレス鋼板は、Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ａｌ：０．００３～０．０５０％、Ｏ：０．００７０％以下、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｃｏ：０．００５～０．２５％、Ｖ：０．００５～０．１５％、Ｓｎ：０．００５～０．２０％、Ｓｂ：０．００５～０．２０％、Ｇａ：０．００１～０．０５０％、Ｚｒ：０．００５～０．５０％、Ｔａ：０．００５～０．１００％、および、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、からなる群から選択される１種以上を含有していてもよい。
［５］本発明の別の態様に係る二相ステンレス熱延板は、オーステナイト相とフェライト相を含有する二相ステンレス熱延板であって、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：４．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎｉ：１．５０～８．００％、Ｃｒ：１８．００～２８．００％、Ｍｏ：５．００％以下、Ｃｕ：０．０５～１．５０％、および、Ｎ：０．０８０～０．３２０％、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記オーステナイト相のビッカース硬さと前記フェライト相のビッカース硬さとの差分が５０ＨＶ以上である。
［６］上記［５］に記載の二相ステンレス熱延板は、Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ａｌ：０．００３～０．０５０％、Ｏ：０．００７０％以下、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｃｏ：０．００５～０．２５％、Ｖ：０．００５～０．１５％、Ｓｎ：０．００５～０．２０％、Ｓｂ：０．００５～０．２０％、Ｇａ：０．００１～０．０５０％、Ｚｒ：０．００５～０．５０％、Ｔａ：０．００５～０．１００％、および、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、からなる群から選択される１種以上を含有していてもよい。
［７］本発明の更に別の態様に係る二相ステンレス鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：４．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎｉ：１．５０～６．８０％、Ｃｒ：１８．００～２８．００％、Ｍｏ：５．００％以下、Ｃｕ：０．０５～１．５０％、およびＮ：０．０８０～０．３２０％、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるステンレス素材に熱間圧延を施し、６８０℃以上の温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の前記ステンレス素材を５００℃以上６００℃未満の温度で、１時間以上保持する熱処理を行う熱処理工程と、前記熱処理工程後のステンレス素材に対し、冷間圧延を施す冷間圧延工程と、を有する。
［８］上記［７］に記載の二相ステンレス鋼板の製造方法では、前記ステンレス素材が、Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ａｌ：０．００３～０．０５０％、Ｏ：０．００７０％以下、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｃｏ：０．００５～０．２５％、Ｖ：０．００５～０．１５％、Ｓｎ：０．００５～０．２０％、Ｓｂ：０．００５～０．２０％、Ｇａ：０．００１～０．０５０％、Ｚｒ：０．００５～０．５０％、Ｔａ：０．００５～０．１００％、および、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、からなる群から選択される１種以上を含有していていもよい。
以上説明したように、本発明によれば、外観が美麗な二相ステンレス鋼板および二相ステンレス熱延板ならびに二相ステンレス鋼板の製造方法を提供することが可能となる。
ＳＥＭ－ＥＢＳＤ分析により得られる、圧延垂直方向（ＴＤ；ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）におけるフェライト相の逆極点図結晶方位マップの一例を示す図である。 表面うねり高さの測定方法を説明するための粗さ曲線の一例を示すグラフ図である。
＜二相ステンレス鋼板＞
本実施形態に係る二相ステンレス鋼板は、オーステナイト相とフェライト相を含有する二相ステンレス鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：４．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎｉ：１．５０～８．００％、Ｃｒ：１８．００～２８．００％、Ｍｏ：５．００％以下、Ｃｕ：０．０５～１．５０％、および、Ｎ：０．０８０～０．３２０％、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、圧延面における圧延方向に垂直な方向であって板厚方向に平行な方向である圧延垂直方向（ＴＤ）の断面の板厚中心部において、圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜１１１＞に対する、圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜００１＞の比である面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞が、０．９０～１．１０である。以下に、本実施形態に係る二相ステンレス鋼板について詳細に説明する。
［化学成分］
まず、本実施形態に係る二相ステンレス鋼板の化学成分について説明する。なお、成分を示す％は質量％を意味する。
Ｃ：０．０８０％以下
Ｃ含有量が０．０８０％を超えると、Ｃｒ炭化物析出により耐食性が低下する。したがってＣ含有量は少ない方が望ましく、０．０８０％以下までは許容できる。そのため、Ｃ含有量は、０．０８０％以下とする。耐食性改善の観点から、Ｃ含有量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは、０．０２５％以下である。Ｃ含有量の下限は特に限定しないが、コストの観点から、Ｃ含有量は０．００１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．００７％以上である。
Ｓｉ：１．００％以下
Ｓｉは、脱酸剤、脱硫剤として作用する。Ｓｉ含有量が１．００％を超えると靭性が低下するので、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．６５％以下である。Ｓｉが脱酸剤、脱硫剤として十分に作用するには、Ｓｉ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．３０％以上である。
Ｍｎ：４．００％以下
Ｍｎは、比較的安価な元素でありながら、ステンレス鋼板中のオーステナイト相の量を増加させ、さらに窒素の固溶度を上げることで、Ｃｒ窒化物の析出を抑制する効果がある。一方で、過剰に含有すると耐食性劣化の原因となる。そのため、Ｍｎ含有量は、４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、２．５０％以下である。Ｍｎ含有量は、好ましくは、０．７４％以上であり、より好ましくは、０．８５％以上であり、より一層好ましくは、２．００％以上である。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、ステンレス鋼板中に不可避的に含有される元素であるが、熱間加工性を劣化させるため、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは、０．０３５％以下である。Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、コストの観点から、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０３００％以下
ＳはＰと同様にステンレス鋼板中に不可避的に含有される元素であるが、熱間加工性、靭性、耐食性を劣化させる。そのため、Ｓ含有量は０．０３００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０２００％以下である。Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
Ｎｉ：１．５０～８．００％
Ｎｉは、本発明においてはステンレス鋼板の意匠性を向上させる元素である。Ｎｉ含有量が過少の場合、熱延板におけるオーステナイト相中の固溶Ｎｉが低減し軟質化するため、後述の熱延板におけるオーステナイト相のビッカース硬さとフェライト相のビッカース硬さとの差分が５０ＨＶ以上を満足しない。従って、Ｎｉ含有量が過少の場合、本発明においては、冷間加工後の鋼板において、後述の「圧延面における圧延方向に垂直な方向であって板厚方向に平行な方向である圧延垂直方向の断面の板厚中心部における、前記圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜１１１＞に対する、前記圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜００１＞の比である面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞が、０．９０～１．１０」を充足しない。すなわち、Ｎｉ含有量が過少の場合、圧延方向の表面うねり高さが０．３μｍ以下とならないため、表面うねり高さが小さく制御された意匠性向上の効果が得られない。このため、Ｎｉ含有量は、１．５０％以上である。Ｎｉ含有量は、好ましくは、２．００％以上である。一方で、Ｎｉ含有量が過剰であると、コストが大きくなるだけでなく、オーステナイト相が過多となり熱間加工性が低下する。このため、Ｎｉ含有量は、８．００％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは、６．９０％以下であり、より好ましくは、６．８０％以下であり、より一層好ましくは、２．５０％以下である。
Ｃｒ：１８．００～２８．００％
Ｃｒはステンレス鋼板の耐食性を向上させる元素である。耐食性の観点から、Ｃｒ含有量は１８．００％以上である。Ｃｒ含有量は、好ましくは、２０．５０％以上であり、さらに好ましくは２１．００％以上である。一方、Ｃｒはフェライト相を増加させる元素でもあり、ステンレス鋼板がＣｒを過剰に含有するとフェライト相が過多となり、靭性が劣化する。このためＣｒ含有量は２８．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは、２４．５０％以下であり、より好ましくは、２１．５０％以下である。
Ｍｏ：５．００％以下
ＭｏはＣｒを超える高い耐食性向上効果を有するが、非常に高価な元素であり、Ｍｏ含有量が過剰であると、製造コストが増大する。また、Ｍｏ含有量が過剰であるとステンレス鋼板の硬質化を招き加工性が劣化する。このため、Ｍｏ含有量は５．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは、３．００％以下であり、より好ましくは、２．９５％以下であり、より一層好ましくは、０．６０％以下である。Ｍｏが有する耐食性向上効果は、Ｍｏ含有量が０．０１％未満では、その添加効果に乏しいため、Ｍｏ含有量は、例えば、０．０１％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．２０％以上である。
Ｃｕ：０．０５～１．５０％
Ｃｕは、Ｎｉと同様に低ｐＨ環境でのステンレス鋼板の溶解を抑制する元素である。ただし、ステンレス鋼板がＣｕを過剰に含有する場合、熱間加工性が著しく損なわれるため、Ｃｕ含有量は１．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは、１．４０％以下である。一方、上記効果は、Ｃｕ含有量が０．０５％未満では得られない。したがって、Ｃｕ含有量は、０．０５％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは、０．６０％以上であり、より好ましくは０．７０％以上である。
Ｎ：０．０８０～０．３２０％
Ｎは耐食性を著しく高め、オーステナイト相量を高める元素である。この効果を得るためには、Ｎ含有量は、０．０８０％以上である。Ｎ含有量は、好ましくは、０．１５０％以上であり、より好ましくは、０．１５５％以上である。一方、Ｎ含有量が０．３２０％を超えると鋼中に窒化物を形成して耐食性や靭性を低下させるため、Ｎ含有量は０．３２０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは、０．２００％以下である。
本発明の二相ステンレス鋼板では、上述した元素以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。しかしながら、上述した各元素以外の他の元素も、本実施形態の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。なお、ここで言う不純物とは、本発明に係る二相ステンレス鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
以上、本発明の一実施形態に係る二相ステンレス鋼板の基本成分について説明したが、本発明一実施形態に係る二相ステンレス鋼板ではその他にも以下に述べる元素を、Ｆｅの一部に代えて、適宜含有させることができる。なお、以下の元素は、含有されなくてもよいため、これらの元素の含有量の下限は、０％である。
Ａｌ：０．００３～０．０５０％
Ａｌは強力な脱酸作用を持つ元素である。Ａｌによる脱酸作用には、Ａｌ含有量は、０．００３％以上であることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上である。一方、ＡｌはＮとともに窒化物を形成しやすく、窒化物が形成されると靭性が大きく低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０５０％以下であることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは、０．０４０％以下である。
Ｏ：０．００７０％以下
Ｏは、鋼中に過剰に存在すると酸化物を生成し、靭性を低下させる。このため、Ｏ含有量は、０．００７０％以下であることが好ましい。Ｏ含有量は、より好ましくは、０．００５０％以下である。Ｏ含有量の下限は特に限定しないが、コストの観点から、Ｏ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｏ含有量は、０．００１％以上であってもよい。
Ｎｂ：０．００５～０．２０％
ＮｂはＣ、Ｎを固定してＣｒ炭化物析出による耐食性低下を防ぎ、耐食性を向上させる元素である。Ｎｂ含有量が０．００５％以上であれば、その効果が発現するため、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上であることが好ましい。Ｎｂ含有量は、０．０１％以上であってもよい。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、固溶強化によりα相が硬質化し加工性を低下させる場合があるため、Ｎｂ含有量は、０．２０％以下であることが好ましい。Ｎｂ含有量は、０．１８％以下であってもよい。
Ｔｉ：０．００５～０．２０％
ＴｉはＣ、Ｎを固定してＣｒ炭化物析出による鋭敏化を防ぎ、耐食性を向上させる元素である。Ｔｉ含有量が０．００５％以上であれば、その効果が発現するため、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上であることが好ましい。Ｔｉ含有量は、０．０１％以上であってもよい。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると、フェライト相の硬質化を招き、靱性を低下させ、さらにＴｉ系析出物により表面粗さの低下を招く場合がある。そのため、Ｔｉ含有量は、０．２０％以下であることが好ましい。Ｔｉ含有量は、０．１８％以下であってもよい
Ｃｏ：０．００５～０．２５％
ＣｏはＣｒ炭化物の析出を抑制し、耐食性の低下を抑制する。Ｃｏ含有量が０．００５％以上であれば、Ｃｏが上記効果を奏するため、Ｃｏ含有量は、０．００５％以上であることが好ましい。Ｃｏ含有量は、０．０１％以上であってもよい。一方、Ｃｏは稀少な元素であり高価であるため、Ｃｏ含有量は、０．２５％以下であることが好ましい。Ｃｏ含有量は、０．２０％以下であってもよい。
Ｖ：０．００５～０．１５％
Ｖは強力な炭化物生成元素である。このため、高温域で炭化物を形成しやすいＶが含有されると、Ｃｒ炭化物の析出が抑制され、耐食性低下を抑制できる。Ｖ含有量が０．００５％以上であれば、Ｖが上記効果を奏するため、Ｖ含有量は、０．００５％以上であることが好ましい。Ｖ含有量は、０．０１％以上であってもよい一方、Ｖ含有量が多いと硬質化を招くため、Ｖ含有量は、０．１５％以下であることが好ましい。Ｖ含有量は０．１２％以下であってもよい。
Ｓｎ：０．００５～０．２０％、Ｓｂ：０．００５～０．２０％
ＳｎおよびＳｂは耐食性を向上させる元素であるが、フェライト相の固溶強化元素でもある。このため、Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの含有量は、それぞれ０．２０％以下であることが好ましい。Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの含有量は、より好ましくは０．１０％以下である。ＳｎまたはＳｂのいずれかの含有量が０．００５％以上の場合、耐食性を向上させる効果が発揮されるため、Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの含有量は、好ましくは、０．００５％以上である。Ｓｎ、Ｓｂのそれぞれの含有量は、より好ましくは０．０３０％以上である。
Ｇａ：０．００１～０．０５０％
Ｇａは耐食性向上に寄与する元素である。Ｇａ含有量が０．００１％以上であれば、耐食性向上効果が発現するため、Ｇａ含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。Ｇａ含有量は、０．００５％以上であってもよい。一方、Ｇａ含有量が０．０５０％超では、耐食性向上効果が飽和し、コスト増につながるのみである。そのため、Ｇａ含有量は、好ましくは、０．０５０％以下である。Ｇａ含有量は、０．０４０％以下であってもよい。
Ｚｒ：０．００５～０．５０％
Ｚｒは耐食性向上に寄与する元素である。Ｚｒ含有量が０．００５％以上であれば、耐食性向上効果が発現するため、Ｚｒ含有量は、０．００５％以上であることが好ましい。Ｚｒ含有量は、０．０１％以上であってもよい。一方、Ｚｒ含有量が０．５０％超では、効果が飽和する。そｎため、Ｚｒ含有量は、好ましくは、０．５０％以下である。Ｚｒ含有量は、０．４０％以下であってもよい。
Ｔａ：０．００５～０．１００％
Ｔａは介在物の改質により耐食性を向上させる元素である。Ｔａ含有量が０．００５％以上であれば、上記効果が発揮される。そのため、Ｔａ含有量は、０．００５％以上であることが好ましい。Ｔａ含有量は、０．０１％以上であってもよい。一方、Ｔａ含有量が０．１００％超では、常温での延性の低下や靭性の低下を招く場合がある。このため、Ｔａ含有量は、好ましくは、０．１００％以下である。Ｔａ含有量は、より好ましくは、０．０５０％以下である。
Ｂ：０．０００２～０．００５０％
Ｂは二次加工脆化や熱間加工性劣化を抑制する効果を奏する元素である。また、Ｂは、耐食性には影響を与えない元素である。Ｂ含有量が０．０００２％以上であれば、Ｂが上記効果を奏するため、Ｂ含有量は、０．０００２％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は、０．０００５％以上であってもよい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、かえって熱間加工性が劣化する場合があるので、Ｂ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００２２％以下、より一層好ましくは０．００２０％以下である。
本実施形態に係る二相ステンレス鋼板は、上記の化学成分を有するが、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．７５％以下、Ｍｎ：２．００～４．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎｉ：１．５０～２．５０％、Ｃｒ：２０．５０～２１．５０％、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｕ：０．５０～１．５０％、および、Ｎ：０．１５０～０．２００％、を含有することがさらに好ましい。二相ステンレス鋼板が当該化学成分を有することで、より耐食性に優れたものとなる。
［組織］
本実施形態に係る二相ステンレス鋼板は、圧延垂直方向の断面の板厚中心部において、圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜１１１＞に対する、圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜００１＞の比である面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞が、０．９０～１．１０である。
ここで、図１を参照して、圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜１１１＞および圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜００１＞の算出方法を説明する。図１は、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ（Ｓｃａｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ－Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ；走査電子顕微鏡－電子線後方散乱回折）分析により得られる、圧延垂直方向におけるフェライト相の逆極点図結晶方位マップの一例を示す図である。
板幅中央の位置で切断して得られる圧延垂直方向断面の板厚中心部において、観察倍率を１０００倍としてＳＥＭ像を３視野以上取得する。ここで、板厚中心部とは、鋼板の板厚をｔとしたときに、鋼板表面から板厚方向に２ｔ／５～３ｔ／５の範囲を言う。それぞれのＳＥＭ像について、測定間隔を１μｍとして測定点の結晶方位を分析する。結晶方位測定の対象は、算出された結晶方位の確からしさを示す指数であるＣＩ値（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１以上の結晶粒に対して実施する。そして、圧延垂直方向に対する＜１１１＞方向の方位差が１５°以内である集合組織を圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織とする。また、圧延垂直方向に対する＜００１＞方向の方位差が１５°以内である集合組織を圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織とする。これらと同様に、圧延垂直方向に＜１０１＞方向が配向したフェライト相の集合組織および圧延垂直方向に＜４１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織を定める。これにより、例えば、図１に示すような逆極点図結晶方位マップ（ＩＰＦ（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）マップ）が得られる。
得られたＩＰＦマップから、圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の円相当径および圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の円相当径からそれぞれの集合組織の面積を算出する。各集合組織の面積は、画像解析で行う。各集合組織の面積から、＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の合計の面積および＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の合計の面積を算出する。算出されたそれぞれの方向の結晶粒の合計の面積を用いて、一つの視野全体の面積に対する、圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ’＜１１１＞および圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ’＜００１＞を算出し、面積比Ｓ’＜００１＞／Ｓ’＜１１１＞を算出する。取得したＳＥＭ像の各視野について面積比Ｓ’＜００１＞／Ｓ’＜１１１＞を算出し、これらの平均値を面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞とする。
一般に、オーステナイト相の粒径は数μｍ程度であり、フェライト相の粒径は１０μｍ程度である。そのため、１０００倍の観察倍率で取得されたＳＥＭ像には、上記面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞を集合組織のランダム化の程度の目安とすることができる程度に十分な結晶粒が写し出されていると言える。
面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞が０．９０未満であると、フェライト相の集合組織は、圧延垂直方向に＜１１１＞方向が強く配向していることを示す。また、面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞が１．１０超であると、フェライト相の集合組織は、圧延垂直方向に＜００１＞方向が強く配向していることを示す。ＴＤ（圧延垂直方向）に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織またはＴＤ（圧延垂直方向）に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織である鋼板が変形すると、これらの結晶粒が、他の集合組織と異なる挙動の変形をする。これにより、鋼板表面にうねりが生じる。その結果、鋼板表面に筋模様が発生する。したがって、面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞は０．９０～１．１０である。面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞は、０．９２以上、または１．００以上であってもよい。また、面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞は、１．００以下、または１．０８以下であってもよい。
本実施形態に係る二相ステンレス鋼板は、圧延方向の表面うねり高さＲが０．３μｍ以下であることが好ましい。ここで、図２を参照して、圧延方向の表面うねり高さＲを説明する。図２は、表面うねり高さの測定方法を説明するための粗さ曲線の一例を示すグラフ図である。圧延方向の表面うねり高さＲは、表面粗さ測定機を使用して、圧延方向１０ｍｍの長さについて、測定間隔０．０２ｍｍとして、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠して算出される。表面うねり高さＲは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に記載された最大高さうねりＷｚに対応する。圧延方向の表面うねり高さＲの測定位置は、板の中央位置とする。
圧延方向の表面うねり高さＲが０．３μｍ以下であれば、ステンレス鋼板の外観に筋模様が視認されにくい、より一層外観美麗なものとなる。よって、表面うねり高さＲは、０．３μｍ以下であることが好ましい。より好ましくは、引張応力を付与して１６％のひずみを付与したステンレス鋼板の圧延方向の表面うねり高さＲが１．８μｍ以下であることが好ましい。引張応力を付与して１６％のひずみを付与したステンレス鋼板の圧延方向の表面うねり高さＲが１．８μｍ以下であれば、実使用のためにステンレス鋼板を加工した場合にも、筋模様がより一層視認されにくくなる。
本発明に係る二相ステンレス鋼板の製造方法の詳細は後述するが、本発明に係る二相ステンレス鋼板は、所定の処理を施して製造されたステンレス熱延板に冷間圧延を施して製造される。本発明に係る二相ステンレス鋼板の製造途中で製造されるステンレス熱延板のオーステナイト相のビッカース硬さＨＶγとフェライト相のビッカース硬さＨＶαとの差分ΔＨＶ（＝ＨＶγ－ＨＶα）は、５０ＨＶ以上、好ましくは６０ＨＶ以上、より好ましくは６５ＨＶ以上、又は７０ＨＶ以上である。ΔＨＶの上限は、特段制限されない。ΔＨＶは、例えば、６５ＨＶ以下であってもよいし、７０ＨＶ以下であってもよいし、７５ＨＶ以下であってもよい。オーステナイト相のビッカース硬さＨＶγおよびフェライト相のビッカース硬さＨＶαは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して、荷重を０．０１ｋｇｆとして測定する。板厚中心部にてオーステナイト相およびフェライト相それぞれについて５点測定し、それぞれの平均値を代表値とする。
ΔＨＶが５０ＨＶ以上であれば、後工程、例えば、冷間圧延工程、調質圧延工程、または、実使用のための加工工程等でフェライト相に優先的にひずみが導入される。その結果、ステンレス鋼板の上記面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞が０．９０～１．１０となる。その結果、鋼板表面にうねりが抑制され、鋼板表面に筋模様の発生が抑制される。ΔＨＶが６５以上であれば、熱延板のオーステナイト相及びフェライト相の硬度差が大きいため、冷延時に軟質相の粒径が細分化される。これにより結晶方位の変形能の差がより出にくくなり、実使用のためにステンレス鋼板を加工した場合にも、筋模様がより一層視認されにくくなる。
［板厚］
本実施形態に係る二相ステンレス鋼板の板厚は、例えば、０．３０ｍｍ以上２．００ｍｍ以下である。二相ステンレス鋼板の板厚は、０．５０ｍｍ以上、または０．８０ｍｍ以上であってもよい。また、二相ステンレス鋼板の板厚は、１．８０ｍｍ以下、または１．５０ｍｍ以下であってもよい。このような範囲であれば、筋模様の抑制効果がより顕著に得られ、美麗な外観の二相ステンレス鋼板を得ることができる。
＜二相ステンレス鋼板の製造方法＞
続いて、本実施形態に係る二相ステンレス鋼板の製造方法の一例を説明する。
本実施形態に係る二相ステンレス鋼板の製造方法は、上記の化学成分を有するステンレス素材に熱間圧延を施し、６８０℃以上の温度で巻き取る熱間圧延工程と、熱間圧延工程後のステンレス素材を５００℃以上６００℃未満の温度で、１時間以上保持する熱処理を行う熱処理工程と、熱処理工程後の冷間圧延工程を有する。本実施形態に係る二相ステンレス鋼板は、例えば、製鋼工程、上記熱間圧延工程、上記熱処理工程、熱延板酸洗工程、上記冷間圧延工程、冷延後熱処理工程、冷延板酸洗工程、を順に実施することで製造される。熱間圧延工程および熱処理工程以外の工程については、製造条件は特段制限されず、公知の方法を適用することができる。以下に、熱間圧延工程、熱処理工程および冷間圧延工程について説明する。
［熱間圧延工程］
本工程では、上述した化学成分を有するステンレス素材に熱間圧延を施し、６８０℃以上の温度で巻き取る。熱間圧延に供するステンレス素材としては、例えば、連続鋳造により得られたステンレス鋼片等を用いればよい。
熱間圧延前にステンレス素材を１１５０～１２５０℃に加熱することが好ましい。加熱温度が１１５０℃未満であると、熱間圧延中に耳割れが生じる場合がある。一方、加熱温度が１２５０℃超であると、加熱炉内で鋼片が変形したり、熱延時に疵が生じやすくなる場合がある。
上記加熱後、ステンレス素材を熱間圧延する。圧下率は、５０％以下であることが好ましい。圧下率が５０％より大きいと、圧延方向毎の組織形状の差異が助長され、圧延方向によらず均一な破面性状を得られない場合がある。
熱間圧延は、複数パス行ってもよく、複数パス行う場合は、１パス当たりの圧下率は５０％以下とする。
圧延後のステンレス素材の巻取り温度は６８０℃以上である。フェライト相とオーステナイト相では、フェライト相の方が先に回復、再結晶が起こる。ステンレス素材の巻取り温度を高くすることで、巻取り時にフェライト相の回復が起こり、また、フェライト相の一部で再結晶が起こる。巻取り温度が６８０℃未満であると、巻取り時にフェライト相が十分に回復しない。よって、巻き取り温度は６８０℃以上とする。巻取り温度は、好ましくは７００℃以上である。一方、巻き取り温度は、７５０℃以下であることが好ましい。巻取り温度が７５０℃以下であれば、オーステナイト相の回復、再結晶をより一層抑制することができる。
［熱処理工程］
本工程では、熱間圧延工程後のステンレス素材を５００℃以上６００℃未満の温度で、１時間以上保持する熱処理を行う。
熱処理温度は５００℃以上６００℃未満である。熱処理温度が５００℃未満であると、フェライト相の回復および再結晶が十分ではなく、フェライト相が軟質化しない。フェライト相が軟質化しない場合、後工程の冷間圧延工程でフェライト相へ優先的にひずみが導入されず、フェライト相は、結晶方位がランダム化されていない配向性を有する組織となる。よって、熱処理温度は、５００℃以上である。熱処理温度は、好ましくは、５５０℃以上である。一方、熱処理温度が６００℃以上であると、オーステナイト相も軟質化し、フェライト相は、結晶方位がランダム化されていない配向性を有する組織となる。よって、熱処理温度は、６００℃未満とする。好ましくは５８５℃以下である。
熱処理時間は、１時間以上である。熱処理時間が１時間未満であると、フェライト相の回復および再結晶が十分ではなく、フェライト相が軟質化しない。フェライト相が軟質化しない場合、後工程の冷間圧延工程でフェライト相へ優先的にひずみが導入されず、フェライト相は、結晶方位がランダム化されていない配向性を有する組織となる。よって、熱処理時間は、１時間以上とする。一方、熱処理時間の上限は特段制限されない。しかしながら、結晶粒粗大化の点から、熱処理時間は、２時間以下であることが好ましい。
熱処理工程までの製造工程により、オーステナイト相のビッカース硬さＨＶγとフェライト相のビッカース硬さＨＶαとの差分ΔＨＶ（＝ＨＶγ－ＨＶα）が、５０ＨＶ以上である熱延板が製造される。
［冷間圧延工程］
本工程では、上記熱処理工程後のステンレス素材（本実施形態に係る熱延板）に冷間圧延を施す。冷間圧延条件は、特段制限されず、公知の条件でよい。例えば、冷間圧延は１パスであってもよいし、複数パスであってもよい。累積冷間圧下率は、３０～８０％とすることができ、冷間圧延温度は、例えば、室温以上２００℃以下とすることができる。
冷間圧延が施されるステンレス素材は、熱処理工程後に酸洗処理が施されたステンレス素材であってもよい。
冷間圧延工程により、熱処理工程によって軟質化したフェライト相に多量の圧延ひずみが導入される。これによりフェライト相の種々の結晶方位を有する結晶粒が生成し、フェライト相の集合組織がランダム化する。その結果、鋼板表面にうねりが抑制され、鋼板表面に筋模様の発生が抑制される。
以上、本実施形態に係る二相ステンレス鋼板の製造方法について説明した。上記により、圧延垂直方向断面の板厚中心部において、圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜１１１＞に対する、圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜００１＞の比である面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞が、０．９０～１．１０である、二相ステンレス鋼板が製造される。本実施形態に係る二相ステンレス鋼板は、そのフェライト相の集合組織がランダムであるため、二相ステンレス鋼板の圧延方向の表面うねり高さが抑制される。その結果、視認できる程度の筋模様の発生を抑制することが可能となる。
以下に、実施例を示しながら、本発明の実施形態について、具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、本発明のあくまでも一例であって、本発明が、下記の例に限定されるものではない。
表１に示す化学成分を有するステンレス素材に対し、圧下率７０％で熱間圧延し、表２に示す巻取り温度で圧延後のステンレス素材を巻き取った。次いで、表２に示す熱処理温度および熱処理時間で熱処理工程を実施して熱延板を製造した。その後、製造した熱延板のそれぞれに対して、圧下率８０％、室温で冷間圧延を行い、ステンレス鋼板を作製した。なお、表１中の「－」は、意図的に添加していないことを示す。
Figure 0007483049000001
製造した熱延板のオーステナイト相のビッカース硬さＨＶγおよびフェライト相のビッカース硬さＨＶαを、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して、荷重を０．０１ｋｇｆとして測定した。板厚中心部にてオーステナイト相およびフェライト相それぞれについて５点測定し、それぞれの平均値を代表値とした。
また、板幅中央の位置で切断した圧延垂直方向断面の板厚中心部において、圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜１１１＞に対する、圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜００１＞の比である面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞を以下の方法で算出した。圧延垂直方向断面の板厚中心部において、観察倍率を１０００倍としてＳＥＭ像を３視野取得し、それぞれのＳＥＭ像について、測定間隔を１μｍとして測定点の結晶方位を分析した。隣接する測定点における結晶方位の方位差が１５°以内である場合、同一の集合組織であるとした。圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の円相当径および圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の円相当径からそれぞれの集合組織の面積を算出した。各集合組織について、算出された円相当径から面積を算出し、圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の合計の面積および圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の合計の面積を算出した。算出されたそれぞれの集合組織の合計の面積を用いて、視野全体の面積に対する圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ’＜１１１＞および圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ’＜００１＞を算出し、面積比Ｓ’＜００１＞／Ｓ’＜１１１＞を算出した。取得したＳＥＭ像の各視野について面積比Ｓ’＜００１＞／Ｓ’＜１１１＞を算出し、これらの平均値を面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞とした。
製造した二相ステンレス鋼の圧延方向の表面うねり高さＲを以下の方法で測定した。ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠して、表面粗さ測定機（株式会社ミツトヨ製、ＳＶ-３０００ＣＮＣ）を用い、二相ステンレス鋼板の中央位置における圧延垂直方向１０ｍｍの長さについて、測定間隔０．０２ｍｍとして、ステンレス鋼板表面の粗さ曲線を得、圧延方向の表面うねり高さＲを測定した。
また、製造したステンレス鋼板の圧延方向に引張応力を加え、１６％のひずみを付与した後のステンレス鋼板について、鋼板の中央位置において、圧延方向の表面うねり高さＲを測定した。
外観評価は目視観察で行った。具体的には、作製したステンレス鋼板、および、実使用の加工の一例を模擬し、円筒パンチによる張り出しの加工を行った後のステンレス鋼板の表面を鏡面研磨し、鏡面研磨された表面を様々な方向から観察し、筋模様の有無を確認した。そして、上記加工を行った後のステンレス鋼板に筋模様が観察されなかった場合、外観は極めて良好（Ａ）であると評価し、１６％のひずみを付与する前のステンレス鋼板に筋模様が観察されなかった場合、外観は良好（Ｂ）であると評価し、１６％のひずみを付与する前のステンレス鋼板に筋模様が観察された場合、外観は不良（Ｃ）であると評価した。
表２に評価結果を示す。なお、表２中、Ｒε＝０は、ひずみを付与していないステンレス鋼板の圧延方向の表面うねり高さを示し、Ｒε＝１６は、圧延方向に引張応力を加え、１６％のひずみを付与した後のステンレス鋼板の圧延方向の表面うねり高さを示す。また、表２中の下線を引いた値は、本発明の範囲外であることを示す。
Figure 0007483049000002
得られた各鋼板の化学組成は、それぞれのステンレス素材の化学組成と実質的に同一であった。また、得られた熱延板およびステンレス鋼板をＳＥＭ観察したところ、いずれの鋼板も二相ステンレス鋼板であった。
表２に示すように、熱間圧延工程の巻取り温度が６８０℃以上であり、熱処理工程の熱処理温度が５００以上６００℃未満であり、熱処理時間が１時間以上である条件で製造された熱延板は、ΔＨＶが５０以上であった。また、ΔＨＶが５０以上の熱延板を冷間圧延して得られたステンレス鋼板（表２においては、「冷延板」と記す。）は、面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞が、０．９０～１．１０であった。面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞が、０．９０～１，１０である二相ステンレス鋼板は、圧延方向の表面うねり高さＲε＝０が０．３μｍ以下であり、また、圧延方向の表面うねり高さＲε＝１６も小さい値であった。そして、面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞が０．９０～１，１０である二相ステンレス鋼板は、外観評価結果は良好であった。
また、Ｎｏ．１の例及びＮｏ．２の例では、熱延板のΔＨＶが６５以上であり、外観評価の結果は極めて良好（Ａ）であった。これは、熱延板のΔＨＶが大きかったため、冷延時に軟質相の粒径が細分化され、これにより結晶方位の変形能の差がより出にくくなったためであると考えられる。
以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (9)

  1. オーステナイト相とフェライト相を含有する二相ステンレス鋼板であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．０８０％以下、
    Ｓｉ：１．００％以下、
    Ｍｎ：４．００％以下、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０３００％以下、
    Ｎｉ：１．５０～８．００％、
    Ｃｒ：１８．００～２８．００％、
    Ｍｏ：５．００％以下、
    Ｃｕ：０．０５～１．５０％、および、
    Ｎ：０．０８０～０．３２０％、
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    圧延面における圧延方向に垂直な方向であって板厚方向に平行な方向である圧延垂直方向の断面の板厚中心部において、前記圧延垂直方向に＜１１１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜１１１＞に対する、前記圧延垂直方向に＜００１＞方向が配向したフェライト相の集合組織の面積率Ｓ＜００１＞の比である面積比Ｓ＜００１＞／Ｓ＜１１１＞が、０．９０～１．１０である、二相ステンレス鋼板。
  2. 圧延方向の表面うねり高さが０．３μｍ以下である、請求項１に記載の二相ステンレス鋼板。
  3. 質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以下、
    Ｓｉ：０．７５％以下、
    Ｍｎ：２．００～４．００％、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ｎｉ：１．５０～２．５０％、
    Ｃｒ：１８．００～２１．５０％、
    Ｍｏ：０．６０％以下、
    Ｃｕ：０．５０～１．５０％、および、
    Ｎ：０．１５０～０．２００％、
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる、請求項１または２に記載の二相ステンレス鋼板。
  4. Ｆｅの一部に変えて、質量％で、
    Ａｌ：０．００３～０．０５０％、
    Ｏ：０．００７０％以下、
    Ｎｂ：０．００５～０．２０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．２０％、
    Ｃｏ：０．００５～０．２５％、
    Ｖ：０．００５～０．１５％、
    Ｓｎ：０．００５～０．２０％、
    Ｓｂ：０．００５～０．２０％、
    Ｇａ：０．００１～０．０５０％、
    Ｚｒ：０．００５～０．５０％、
    Ｔａ：０．００５～０．１００％、および、
    Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
    からなる群から選択される１種以上を含有する、請求項１～３のいずれか１項に記載の二相ステンレス鋼板。
  5. オーステナイト相とフェライト相を含有する二相ステンレス熱延板であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．０８０％以下、
    Ｓｉ：１．００％以下、
    Ｍｎ：４．００％以下、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０３００％以下、
    Ｎｉ：１．５０～８．００％、
    Ｃｒ：１８．００～２８．００％、
    Ｍｏ：５．００％以下、
    Ｃｕ：０．０５～１．５０％、および、
    Ｎ：０．０８０～０．３２０％、
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    前記オーステナイト相のビッカース硬さと前記フェライト相のビッカース硬さとの差分が５０ＨＶ以上、７５ＨＶ以下である、二相ステンレス熱延板。
  6. 質量％で、
    Ｎｉ：２．００～８．００％、を含有する、請求項５に記載の二相ステンレス熱延板。
  7. Ｆｅの一部に変えて、質量％で、
    Ａｌ：０．００３～０．０５０％、
    Ｏ：０．００７０％以下、
    Ｎｂ：０．００５～０．２０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．２０％、
    Ｃｏ：０．００５～０．２５％、
    Ｖ：０．００５～０．１５％、
    Ｓｎ：０．００５～０．２０％、
    Ｓｂ：０．００５～０．２０％、
    Ｇａ：０．００１～０．０５０％、
    Ｚｒ：０．００５～０．５０％、
    Ｔａ：０．００５～０．１００％、および、
    Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
    からなる群から選択される１種以上を含有する、請求項５または６に記載の二相ステンレス熱延板。
  8. 質量％で、
    Ｃ：０．０８０％以下、
    Ｓｉ：１．００％以下、
    Ｍｎ：４．００％以下、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０３００％以下、
    Ｎｉ：１．５０～６．８０％、
    Ｃｒ：１８．００～２８．００％、
    Ｍｏ：５．００％以下、
    Ｃｕ：０．０５～１．５０％、および
    Ｎ：０．０８０～０．３２０％、
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるステンレス素材に熱間圧延を施し、６８０℃以上の温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程後の前記ステンレス素材を５００℃以上６００℃未満の温度で、１時間以上保持する熱処理を行う熱処理工程と、
    前記熱処理工程後の前記ステンレス素材に対し、冷間圧延を施す冷間圧延工程と、を有する、二相ステンレス鋼板の製造方法。
  9. Ｆｅの一部に変えて、質量％で、
    Ａｌ：０．００３～０．０５０％、
    Ｏ：０．００７０％以下、
    Ｎｂ：０．００５～０．２０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．２０％、
    Ｃｏ：０．００５～０．２５％、
    Ｖ：０．００５～０．１５％、
    Ｓｎ：０．００５～０．２０％、
    Ｓｂ：０．００５～０．２０％、
    Ｇａ：０．００１～０．０５０％、
    Ｚｒ：０．００５～０．５０％、
    Ｔａ：０．００５～０．１００％、および、
    Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
    からなる群から選択される１種以上を含有する、請求項８に記載の二相ステンレス鋼板の製造方法。
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