JPWO2009099035A1 - 高強度ステンレス鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、機械強度の低下を抑制すると共に、加工性、特に曲げ加工性を従来よりも改善できる高強度ステンレス鋼材を提供する。本発明の高強度ステンレス鋼材は、特定の組成を有し、フェライト相とマルテンサイト相との２相からなる金属組織を有し、下記式（１）で表されるγｍａｘが５０〜８５であり、上記フェライト相とマルテンサイト相との間の硬度の差が３００ＨＶ以下である。γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ＋１８９ （１）ここで、式（１）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉはそれぞれ、上記ステンレス鋼材における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉの含有割合（単位：質量％）を示す。
Description
本発明は、高強度ステンレス鋼材及びその製造方法に関するものである。
従来、高強度ステンレス鋼材として、フェライト及びマルテンサイトの複相組織からなる金属組織を形成することで加工性を向上させたステンレス鋼材が商用化されている。この種のステンレス鋼材は、フェライト及びマルテンサイトの複相組織となるように熱処理を経ることによって製造される。このステンレス鋼材は硬質なマルテンサイト相によって高機械強度化が図られると共に、軟質なフェライト相をも存在させることで良好な加工性を有する。このように金属組織の複相化によりステンレス鋼材の加工性をある程度優れたものとすることは可能であるものの、更に加工性を向上させるには限界がある。そのため、更に高度な加工性が要求される製品の素材として従来のステンレス鋼を用いることは困難である。
そこで、とくに曲げ加工を施される使途に好適な、延性に優れ、かつ強度−延性バランスに優れた高強度ステンレス鋼板の提供を意図して、特許文献１では、ステンレス鋼板を二相域の温度で加熱した後、５℃／ｓ以上の冷却温度で冷却する工程、所定の圧下率を有する冷間圧延を行う冷延工程、所定の温度で熱処理を行う工程を順次施す高強度ステンレス鋼板の製造方法が開示されている。
また、加工性、特に曲げ加工性の向上を意図して、特許文献２では、複相組織を有するステンレス鋼板の表層部を適度に脱炭させる手法が提案されている。この手法によると、ステンレス鋼板の表層部に軟質なフェライト相を多く形成することができ、その表層部における延性を改善可能であるため、より高度な曲げ加工性を実現できる。
特開２００４−３２３９６０号公報
特開２００１−２３４２９０号公報
しかしながら、今後、加工性に対する要求が一層厳しくなった場合、従来のステンレス鋼材を更に改良する必要が出てくる。その改良方法としては、例えばステンレス鋼の化学組成を見直し、金属組織におけるマルテンサイト相の比率を低下させる方法が考えられる。しかしながら、この方法によると、ステンレス鋼材の加工性は向上するものの、鋼材全体の機械強度（硬さ）が低下してしまう。
また、上記特許文献２記載の方法によると、脱炭するには１１００〜１２００℃と高温の加熱処理が必要となる。さらには、軟質のフェライト相の比率によっては、鋼材全体の機械強度が低下するおそれがある。
そこで、本発明は上記事情にかんがみてなされたものであり、機械強度の低下を抑制すると共に、加工性、特に曲げ加工性を従来よりも改善できる高強度ステンレス鋼材を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相との間の硬度差を従来よりも小さくするのが有効であることを見出した。これにより、ステンレス鋼材を加工する際の応力が分散し、さらに鋼の延性が向上するため、本発明の目的が達成される。また、そのようなステンレス鋼材を得るために、所定の段階で時効処理を施すステンレス鋼材の製造方法が効果的であることを見出した。これらの知見に基づき、本発明者らは本発明を完成するに至った。また、本発明によると、上記両相間の硬度差を小さくすることによる、ステンレス鋼材を加工する際の応力分散、及び、鋼の延性の向上に起因して、加工性のうち、曲げ加工性だけでなく穴広げ性も改善できるという有利な効果も奏されることを、本発明者らは知見した。
すなわち、本発明の高強度ステンレス鋼材は、必須成分として、Ｃ：０．００質量％超０．１５質量％以下、Ｓｉ：０．０質量％超２．０質量％以下、Ｍｎ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｐ：０．００質量％超０．０４質量％以下、Ｓ：０．００質量％超０．０３質量％以下、Ｎｉ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％、Ｎ：０．００質量％超０．１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有するステンレス鋼材であって、フェライト相とマルテンサイト相との２相からなる金属組織を有し、下記式（１）で表されるγｍａｘが５０〜８５であり、上記フェライト相とマルテンサイト相との間の硬度の差が３００ＨＶ以下である。
γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ＋１８９ （１）
ここで、式（１）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉはそれぞれ、上記ステンレス鋼材における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉの含有割合（単位：質量％）を示す。
γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ＋１８９ （１）
ここで、式（１）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉはそれぞれ、上記ステンレス鋼材における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉの含有割合（単位：質量％）を示す。
また、本発明の高強度ステンレス鋼材は、必須成分として、Ｃ：０．００質量％超０．１５質量％以下、Ｓｉ：０．０質量％超２．０質量％以下、Ｍｎ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｐ：０．００質量％超０．０４質量％以下、Ｓ：０．００質量％超０．０３質量％以下、Ｎｉ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％、Ｎ：０．００質量％超０．１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有するステンレス鋼材であって、フェライト相とマルテンサイト相との２相からなる金属組織を有し、上記式（１）で表されるγｍａｘが５０〜８５であり、降伏伸びを有するものである。ステンレス鋼材が降伏伸びを有することによっても、鋼の延性が向上するため、本発明の目的を達成することができる。
本発明の高強度ステンレス鋼材の製造方法は、必須成分として、Ｃ：０．００質量％超０．１５質量％以下、Ｓｉ：０．０質量％超２．０質量％以下、Ｍｎ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｐ：０．００質量％超０．０４質量％以下、Ｓ：０．００質量％超０．０３質量％以下、Ｎｉ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％、Ｎ：０．００質量％超０．１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、上記式（１）で表されるγｍａｘが５０〜８５である鋼片に複相化処理を施す工程と、上記複相化処理により得られた鋼片に時効処理を施す工程とを備えるものである。この製造方法より、上述の本発明の高強度ステンレス鋼材を得ることができる。
また、上記ステンレス鋼材又は鋼片は、更にＣｕ：０．０質量％超３．０質量％以下を含有してもよく、その際、上記式（１）に代えて下記式（２）で表されるγｍａｘが５０〜８５であればよい。
γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋９ＷＣｕ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ＋１８９ （２）
ここで、式（２）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＣｕ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉはそれぞれ、上記ステンレス鋼材又は鋼片における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉの含有割合（単位：質量％）を示す。
γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋９ＷＣｕ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ＋１８９ （２）
ここで、式（２）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＣｕ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉはそれぞれ、上記ステンレス鋼材又は鋼片における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉの含有割合（単位：質量％）を示す。
本発明によれば、機械強度の低下を抑制すると共に、加工性、特に曲げ加工性を従来よりも改善できる高強度ステンレス鋼材を提供することができる。
以下、必要に応じて図面を参照しつつ、本発明を実施するための最良の形態（以下、単に「本実施形態」という。）について詳細に説明する。
まず、本実施形態の高強度ステンレス鋼材（以下、場合によって単に「ステンレス鋼材」、「鋼材」ともいう。）について説明する。本実施形態の高強度ステンレス鋼材は、必須成分として、Ｃ：０．００質量％超０．１５質量％以下、Ｓｉ：０．０質量％超２．０質量％以下、Ｍｎ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｐ：０．００質量％超０．０４質量％以下、Ｓ：０．００質量％超０．０３質量％以下、Ｎｉ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％、Ｎ：０．００質量％超０．１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有するステンレス鋼材であって、フェライト相とマルテンサイト相との２相からなる金属組織を有し、下記式（１）で表されるγｍａｘが５０〜８５である。
γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ＋１８９ （１）
ここで、式（１）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉはそれぞれ、上記ステンレス鋼材における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉの含有割合（単位：質量％）を示す。
ここで、式（１）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉはそれぞれ、上記ステンレス鋼材における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉの含有割合（単位：質量％）を示す。
本実施形態のステンレス鋼材は、ステンレス鋼としての耐食性及び強度を確保するために、Ｃｒ（クロム）を１０．０〜２０．０質量％含有する。Ｃｒの含有割合が低すぎると、酸化皮膜の形成が困難になり、優れた耐食性が得られなくなる。この観点から、Ｃｒの含有割合は１０．０質量％以上である。一方、Ｃｒの含有割合が高すぎると、マルテンサイト相を生成させて高強度を得るために、Ｎｉ、Ｍｎなどのオーステナイト生成元素が多量に必要になると共に、ステンレス鋼材の靱性も低くなってしまう。このような観点から、Ｃｒの含有割合は２０．０質量％以下である。
本実施形態のステンレス鋼材は、Ｃ（炭素）を０．００質量％超０．１５質量％以下含有する。Ｃは、強力なオーステナイト生成元素であるため、金属組織中のマルテンサイト相の割合を増加させる。また、Ｃは固溶強化効果を発揮するため、マルテンサイト相及びフェライト相の両相の強度を高めるのに有効である。かかる効果を一層有効に発揮する観点から、Ｃの含有割合は０．０１質量％以上であると好ましい。一方、本実施形態のステンレス鋼材の耐食性を十分に高める観点から、Ｃの含有割合は０．１５質量％以下である。後に詳述する本実施形態のステンレス鋼材の製造方法において、鋼片に複相化処理を施す際、加熱によりクロム炭化物が固溶する。ところが、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎなどの他の元素との組成比によっても異なるが、Ｃの含有割合が０．１５質量％を超えると、複相化処理を経た後の冷却時に、クロム炭化物がフェライト相又はオーステナイト相（冷却後はマルテンサイト相）の粒界に再析出しやすくなる。その結果、当該粒界近傍にＣｒ欠乏層が生じ（鋭敏化し）、耐食性が低下する。
本実施形態のステンレス鋼材は、Ｓｉ（ケイ素）を０．０質量％超２．０質量％以下含有する。Ｓｉは、脱酸の目的で添加される。また、Ｓｉはマルテンサイト相を硬くすると共にオーステナイト相にも固溶してこれを硬化する。さらにＳｉは、時効処理の際に歪み時効により時効硬化能を促進する。これらの効果を有効に発揮する観点から、Ｓｉの含有割合は０．０質量％を超える。一方、ステンレス鋼材の高温割れを抑制すると共に、マルテンサイト相を良好に形成する観点等から、Ｓｉの含有割合は２．０質量％以下である。
本実施形態のステンレス鋼材は、Ｍｎ（マンガン）を０．０質量％超４．０質量％以下含有する。また、この鋼材は、Ｎｉ（ニッケル）を０．０質量％超４．０質量％以下含有する。さらにこの鋼材は、任意成分としてＣｕ（銅）を３．０質量％以下の割合で含有してもよい。Ｍｎ、Ｎｉ及びＣｕは、オーステナイト生成元素として機能するものである。これらの元素を含有することにより、本実施形態のステンレス鋼材は、高温でフェライト相とオーステナイト相との２相からなる金属組織を有することが可能となる。また、Ｍｎ、Ｎｉ及びＣｕの含有割合が増加するほど、冷却後にマルテンサイト相が増加するため、鋼材の強度が高くなる。これらの効果をより有効に確保するために、Ｍｎ、Ｎｉ及びＣｕの含有割合はＣｒ及びＣの含有割合に応じて一定量以上であることが好ましく、具体的には、それぞれ０．１質量％以上であると好ましい。一方、金属組織中のマルテンサイト相が多くなりすぎると、十分な強度は得られるものの延性が低下する傾向にある。この延性の低下を抑制する観点から、Ｍｎ及びＮｉの含有割合は、それぞれ４．０質量％以下であると好ましく、Ｍｎの含有割合は２．０質量以下であるとより好ましく、Ｃｕを含有する場合のＣｕの含有割合は３．０質量％以下であると好ましい。
本実施形態のステンレス鋼材は、Ｐ（リン）の含有割合を０．０４質量％以下に制限する。また、この鋼材は、Ｓ（硫黄）の含有割合を０．０３質量％以下に制限する。鋼材の脆性が高くなることを防止する観点から、Ｐの含有割合は０．０４質量％以下であり、Ｓの含有割合は０．０３質量％以下である。
本実施形態のステンレス鋼材は、Ｎ（窒素）を０．００質量％超０．１２質量％以下含有する。Ｎは、強力なオーステナイト生成元素であるため、金属組織においてマルテンサイト相の割合を増加させる。また、Ｎは固溶強化効果を発揮するため、マルテンサイト相の強度を高めるのに有効である。一方、Ｎの溶解度に起因して、本実施形態のステンレス鋼材に多量にＮを添加するのは困難であると共に、多量に添加できても鋼材表面の欠陥増加の原因となる。これらの観点から、Ｎの含有割合は０．１２質量％以下である。
本実施形態のステンレス鋼材は、固溶強化により高温強度を改善するために、Ｍｏ（モリブデン）を任意成分として含有してもよい。また、本実施形態のステンレス鋼材は、析出強化により高温強度を改善すると共に、鋼材の溶接性及び靱性を高めるために、Ｖ（バナジウム）、Ｎｂ（ニオブ）及びＴｉ（チタン）からなる群より選ばれる１種以上の金属元素を任意成分として含有してもよい。
本実施形態のステンレス鋼材は、高い強度及び良好な加工性を確保する観点から、上記式（１）で表されるγｍａｘが５０〜８５である。高い強度の鋼材を得るために、γｍａｘは５０以上である。一方、金属組織におけるマルテンサイト相の割合が増えすぎて加工性が損なわれるのを防ぐために、γｍａｘは８５以下である。このγｍａｘはフェライト相及びマルテンサイト相の相比率に影響を及ぼす一因となるものである。なお、ステンレス鋼材が任意成分であるＣｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉのいずれか１種以上を含有する場合、γｍａｘは上記式（１）に代えて下記式（３）で表され、その範囲は上述と同様の観点から５０〜８５である。
γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋９ＷＣｕ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ−１２ＷＭｏ−２３ＷＶ−４７ＷＮｂ−４９ＷＴｉ＋１８９ （３）
ここで、式（３）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＣｕ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉ、ＷＭｏ、ＷＶ、ＷＮｂ、ＷＴｉはそれぞれ、上記ステンレス鋼材における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの含有割合（単位：質量％）を示す。上記式（３）において、ステンレス鋼材に含有されていない任意成分の含有割合（ＷＣｕ、ＷＭｏ、ＷＶ、ＷＮｂ、ＷＴｉ）は０となる。また、任意成分としてＣｕのみがステンレス鋼材に含有される場合、上記式（３）は上記式（２）と同義である。
γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋９ＷＣｕ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ−１２ＷＭｏ−２３ＷＶ−４７ＷＮｂ−４９ＷＴｉ＋１８９ （３）
ここで、式（３）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＣｕ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉ、ＷＭｏ、ＷＶ、ＷＮｂ、ＷＴｉはそれぞれ、上記ステンレス鋼材における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの含有割合（単位：質量％）を示す。上記式（３）において、ステンレス鋼材に含有されていない任意成分の含有割合（ＷＣｕ、ＷＭｏ、ＷＶ、ＷＮｂ、ＷＴｉ）は０となる。また、任意成分としてＣｕのみがステンレス鋼材に含有される場合、上記式（３）は上記式（２）と同義である。
本実施形態のステンレス鋼材は、フェライト相とマルテンサイト相との２相からなる金属組織を有する。この鋼材は、軟質なフェライト相に起因して良好な加工性を有する一方で、硬質なマルテンサイト相に起因して高い強度をも有する。このような金属組織は、後述する複相化処理により得られる。
本実施形態のステンレス鋼材において、フェライト相とマルテンサイト相との間の硬度の差は３００ＨＶ以下である。ここで、本発明における各相の「硬度」は、ステンレス鋼材の表面におけるそれぞれの相の位置を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により確認し、各相をナノインデンテーション硬度測定法により測定して得られる硬度を意味する。なお、ナノインデンテーション硬度測定法の測定条件は下記のとおりである。
Ｔｉｐ：ＸＰ
測定モード：ＣＳＭ（連続剛性測定）
励起振動周波数：４５Ｈｚ
励起振動振幅：２ｎｍ
歪速度：０．０５／ｓ
押込み深さ：２００ｎｍ
Ｎ数：１０
測定点間隔：１０μｍ
測定環境：室温２３℃（空調調整）
標準試料：溶融シリカ
Ｔｉｐ：ＸＰ
測定モード：ＣＳＭ（連続剛性測定）
励起振動周波数：４５Ｈｚ
励起振動振幅：２ｎｍ
歪速度：０．０５／ｓ
押込み深さ：２００ｎｍ
Ｎ数：１０
測定点間隔：１０μｍ
測定環境：室温２３℃（空調調整）
標準試料：溶融シリカ
両相間の硬度の差を３００ＨＶ以下に調整することで、本実施形態のステンレス鋼材は従来よりも曲げ加工性に優れたものとなり、また穴広げ性にも優れたものとなる。曲げ加工性及び穴広げ性を一層改善する観点から、両相間の硬度の差は、２８０ＨＶ以下であるとより好ましく、２７０ＨＶ以下であると更に好ましい。なお、当然に、フェライト相よりもマルテンサイト相の方が硬度の値は高くなる。また、両相間の硬度の差の下限値は特に限定されないが、製造の容易性の観点から、２５０ＨＶであってもよい。
本実施形態のステンレス鋼材において、フェライト相の硬度は特に限定されない。ただし、機械強度（硬さ）及び加工性のバランスを改善する観点から、３３０〜３７０ＨＶであると好ましく、３５０〜３７０ＨＶであるとより好ましい。また、マルテンサイト相の硬度も特に限定されない。ただし、機械強度（硬さ）及び加工性のバランスを改善する観点から、硬度は５８０〜６２０ＨＶであると好ましく、５８０〜６００ＨＶであるとより好ましい。
なお、フェライト相及びマルテンサイト相の硬度を調整するには、上記各元素の組成比を変化させればよい。あるいは、後述する時効処理の諸条件（最高温度、均熱時間、焼き戻しパラメータなど）を変更することによっても硬度を調整することができる。
本実施形態のステンレス鋼材は、上記両相間の硬度の差に代えて又は加えて、降伏伸びを有するものであってもよい。これによっても、本実施形態のステンレス鋼材は従来よりも曲げ加工性及び穴広げ性に優れたものとなり、また、機械強度（硬さ）の低下が抑制される。ここで、本発明において「降伏伸びを有する」とは、ステンレス鋼板の試験片の引張試験を行った際に、上降伏点が現れ降伏伸び（リューダース帯）が発現することを意味する。なお、試験片は、ステンレス鋼板のＴ方向から採取したＪＩＳ Ｚ−２２０１に規定されるＪＩＳ１３Ｂ号の試験片であり、引張試験は５０ｋＮ引張試験機を用いて引張速度１ｍｍ／分で行われるものとする。降伏伸びは、より優れた曲げ加工性及び穴広げ性を有する観点から、１％以上であると好ましい。
上述の組成を有するステンレス鋼材が降伏伸びを有するためには、所定温度以下、好ましくは６００℃未満の時効処理を施せばよい。
本実施形態のステンレス鋼材は、板状のステンレス鋼板であってもよい。このステンレス鋼板は、プレス成形加工や打ち抜き加工等により各種部品の形状に成形したものであってもよい。
さらに、本実施形態のステンレス鋼材から各種の部材を得てもよい。そのような部材としては、例えば、薄板バネ、打抜きバネ、機械カバーが挙げられる。これらの部材は、本実施形態のステンレス鋼材を採用する以外は、従来知られている方法により製造される。上記部材は、その全部が本実施形態のステンレス鋼材からなるものであってもよく、あるいは、その一部のみが本実施形態のステンレス鋼材からなるものであってもよい。
以上説明した本実施形態の高強度ステンレス鋼材は、フェライト相とマルテンサイト相との２相からなる金属組織を有するため、高強度であり、しかも優れた加工性を示す。さらに、本実施形態の高強度ステンレス鋼材は、加工性の中でも、特に曲げ加工性及び穴広げ性に優れる。曲げ加工性及び穴広げ性は、上記両相間の強度差の低減並びに延性の向上によって優れたものとなる。上記両相間の強度差が、その硬度の差で３００ＨＶ以下と従来よりも小さくなることにより、曲げ等の加工時に、軟質なフェライト相に変形応力が集中し難くなると考えられる。その結果、ステンレス鋼材全体で応力分散が起こるため、従来よりも曲げ加工性及び穴広げ性に優れたものになると推察される。また、降伏伸びを有するステンレス鋼材では、固溶したＣやＮによりフェライト相中で転位の固着が起こっていると考えられる。それにより、上降伏点が現れ降伏伸び（リューダース帯）が発現することで、ステンレス鋼材の延性が改善されて、従来よりも曲げ加工性に優れたものになると推察される。さらには、ステンレス鋼材が降伏伸びを有すると、同様の組成であって同程度の延性を有するものと比較して、機械強度（硬度）の低下が一層抑制されると共に、耐食性の低下も防止することができる。
次に、本実施形態の高強度ステンレス鋼材の製造方法について説明する。本実施形態の高強度ステンレス鋼材の製造方法は、必須成分として、Ｃ：０．００質量％超０．１５質量％以下、Ｓｉ：０．０質量％超２．０質量％以下、Ｍｎ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｐ：０．００質量％超０．０４質量％以下、Ｓ：０．００質量％超０．０３質量％以下、Ｎｉ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％、Ｎ：０．００質量％超０．１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、上記式（１）で表されるγｍａｘが５０〜８５である鋼片（以下、「第１鋼片」という。）に複相化処理を施す工程（以下、「複相化処理工程」という。）、上記複相化処理により得られた鋼片（以下、「第２鋼片」という。）に時効処理を施す工程（以下、「時効処理工程」という。）とを備える。
まず、複相化処理工程に用いられる第１鋼片を準備する。第１鋼片は上記特定の組成を有し、上記式（１）で表されるγｍａｘが５０〜８５のものであれば特に限定されない。例えば、第１鋼片は所定の冷間圧延を施して得られる冷延板（例えば厚みが０．３〜２ｍｍのもの）であってもよい。ただし、本実施形態のステンレス鋼材の製造方法は、複相化処理工程と時効処理工程との間に冷間加工を施す工程を有しないため、第１鋼片は既に冷間加工を施されたものであると好ましい。第１鋼片の形状も特に限定されず、例えば板状であってもよい。
また、第１鋼片は、任意の成分として上記Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉを含有してもよい。これらの元素の第１鋼片における含有割合及びγｍａｘについては、上述のステンレス鋼材における場合と同様であればよい。
次に、複相化処理工程において、第１鋼片に複相化処理を施して、後の冷却によりマルテンサイト相に変態するオーステナイト相と、フェライト相との２相の金属組織を生じさせる。複相化処理の条件（温度、時間）は、オーステナイト相とフェライト相との２相の金属組織を生じさせる条件であれば特に限定されず、各元素の組成比に応じて変更される。よって、例えば８００〜１２００℃の温度、１〜１０分間の均熱時間で第１鋼片に複相化処理を施してもよい。
次いで、時効処理工程において、上記複相化処理により得られた第２鋼片に所定の時効処理を施す。これにより、フェライト相では第２鋼片内の固溶したＣやＮが転位を固着し、硬度が高くなると考えられる。一方、マルテンサイト相では焼き戻しが生じた結果、硬度が低くなる。これらに起因して、両相間の硬度の差が３００ＨＶ以下となる。また、この時効処理による上記転位の固着により、最終的に得られるステンレス鋼材が降伏伸びを有するようになる。さらに、複相化処理工程と時効処理工程との間で第２鋼片に冷間加工を施さないため、ステンレス鋼材の加工性が、複相化処理の後に冷間圧延等の冷間加工が施された鋼材と比較して、一層改善される。なお、複相化処理工程を経た第２鋼片を時効処理工程に供するために冷却する際、オーステナイト相をマルテンサイト相に変態するために、その冷却速度が５〜１０００℃／秒であると好ましい。
ステンレス鋼材の機械強度（硬さ）の低下を抑制する観点から、時効処理工程における最高温度は６００℃未満であると好ましい。また、本発明の目的を更に確実に達成する観点から、最高温度が３００℃以上６００℃未満であるとより好ましく、３００〜５００℃であると更に好ましい。この最高温度を６００℃未満とすることで、固溶したＣがクロム炭化物として析出し、耐食性及び機械強度（硬さ）が低下することを防止する。
時効処理における均熱時間が一定時間よりも長くなると、曲げ加工性は更に改善する傾向にあるが、炭化物の析出に伴う著しい強度や耐食性の低下が発生する傾向にある。そこで、最高温度における均熱時間を０秒にすると、炭化物の析出が抑制され機械的強度や耐食性を高く維持した状態で曲げ加工性を改善できるので好ましい。
時効処理工程における最高温度が３００℃以上６００℃未満の範囲で、下記式（４）で表される焼き戻しパラメータ（Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒのパラメータ）ＰＬＭが１２０００〜１５０００となる条件で時効処理が行われることが好ましい。この焼き戻しパラメータは「熱処理」第４２巻第３号の１６３頁に説明されている。
ここで、
であり、温度Ｔｎ、Ｔｎ−１、ΔＴの単位はＫ、時間ｔｎ、ｔｎ−１、ｔ１の単位は時間であり、αは温度Ｔｎ−１での昇温又は降温速度（単位：Ｋ／時間）を示す。焼き戻しパラメータが１５０００を超えると、クロム炭化物の析出及びマルテンサイトの分解に伴うと考えられる鋼材の機械強度（硬さ）の著しい低下が生じる傾向にある。また焼き戻しパラメータが１２０００を下回ると、コットレル雰囲気の形成に伴うフェライト相の硬さの上昇幅、及び焼戻しに伴うマルテンサイト相の硬さの低下幅が小さくなり、２相間の硬さの差が縮小され難くなるため、曲げ加工性及び穴広げ性の改善効果が乏しくなる傾向にある。
時効処理工程を経て得られる鋼片は本実施形態のステンレス鋼材として用いてもよく、更に必要に応じて形状矯正を目的としたレベラー通板又は酸洗等の公知の処理を施された後、本実施形態のステンレス鋼材として用いてもよい。
以上説明した本実施形態の高強度ステンレス鋼材の製造方法では、上述の組成を有する第１鋼片に特定の複相化処理を施すことでフェライト相とマルテンサイト相との２相からなる金属組織を得るため、高強度であり、しかも優れた加工性を示す高強度ステンレス鋼材が得られる。さらに、上述のようにして得られた高強度ステンレス鋼材は、加工性の中でも、特に曲げ加工性及び穴広げ性に優れる。曲げ加工性及び穴広げ性は、上記両相間の強度差の低減並びに延性の向上によって優れたものとなる。時効処理を第２鋼片に施すことにより、固溶したＣがフェライト相中の転移を固着してフェライト相の強度が上昇するのに対して、マルテンサイト相では焼き戻しが生じ多少強度が低下する。こうして、上記両相間の硬度の差を３００ＨＶ以下と従来よりも小さくでき、曲げ等の加工時に軟質なフェライト相に変形応力が集中し難くなると考えられる。その結果、得られるステンレス鋼材全体で応力分散が起こるため、その鋼材は従来よりも曲げ加工性及び穴広げ性に優れたものになると推察される。この時効処理は、複相化処理により得られた第２鋼片に冷間加工処理を施すことなく行われるため、最終的に得られるステンレス鋼材は、同様の組成を有し、複相化処理の後に冷間圧延等の冷間加工が施された鋼材と比較して、より良好な曲げ加工性及び穴広げ性を有するものとなる。また、上記時効処理により固溶したＣやＮに起因してフェライト相中で転位の固着が起こり、ステンレス鋼材が降伏伸びを有するようになると考えられる。これらの結果、ステンレス鋼材の延性が改善されて、従来よりも曲げ加工性及び穴広げ性に優れたものになると推察される。
以上、本実施形態について説明したが、本発明は上記本実施形態に限定されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱しない範囲で様々な変形が可能である。
以下、実施例によって本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
＜ステンレス鋼板の作製＞
表１に示す組成を有する１２種類の鋼（鋼Ｎｏ．１〜１２）を３０ｋｇ真空溶解炉で溶製してインゴットに鋳造した。得られたインゴットをスラブに分塊し、そのスラブを１２００℃に加熱後抽出し、仕上温度９２０℃で熱間圧延を施して、板厚４．５ｍｍの熱延鋼帯を得た。次いで、熱延鋼帯に対して、８００℃、均熱６時間での炉冷により熱延板焼鈍処理を施し、更に酸洗後、冷間圧延を施して、板厚１．８ｍｍの第１の冷延板を得た。得られた第１の冷延板に対して、７７０℃、均熱１分間の焼鈍処理を施し、酸洗後、冷間圧延を施して、板厚０．８ｍｍの第２の冷延板を得た。
表１に示す組成を有する１２種類の鋼（鋼Ｎｏ．１〜１２）を３０ｋｇ真空溶解炉で溶製してインゴットに鋳造した。得られたインゴットをスラブに分塊し、そのスラブを１２００℃に加熱後抽出し、仕上温度９２０℃で熱間圧延を施して、板厚４．５ｍｍの熱延鋼帯を得た。次いで、熱延鋼帯に対して、８００℃、均熱６時間での炉冷により熱延板焼鈍処理を施し、更に酸洗後、冷間圧延を施して、板厚１．８ｍｍの第１の冷延板を得た。得られた第１の冷延板に対して、７７０℃、均熱１分間の焼鈍処理を施し、酸洗後、冷間圧延を施して、板厚０．８ｍｍの第２の冷延板を得た。
次に、第２の冷延板に、１０５０℃、均熱１分間の条件で複相化処理を施した（複相化処理工程）。更に、複相化処理後の鋼片に、大気中、最高温度４８０℃、均熱０秒、焼き戻しパラメータ１３５００の条件で時効処理を施し（時効処理工程）、高強度ステンレス鋼板を得た。これらの時効処理を施して得られた鋼板を発明鋼とした。また、Ｎｏ．１の鋼を上記と同様にして複相化処理まで行って得られた鋼片に、大気中、最高温度６００℃、６２５℃又は６５０℃、均熱０秒、焼き戻しパラメータ１５７１０、１６３００又は１６９００の条件で時効処理を施し、それぞれ発明鋼（鋼Ｎｏ．１３、１４、１５）を得た。
一方、表１に示す組成を有する１２種類の鋼を原料として、上記と同様にして複相化処理まで行って、ステンレス鋼板を得た。この時効処理を施していない鋼板を比較鋼とした。
＜硬度の測定＞
得られた各鋼板の表面におけるフェライト相及びマルテンサイト相の位置をＳＥＭにより確認した。次いで、各相について、上述のナノインデンテーション硬度測定法で硬度を測定した。また、鋼板全体について、ＪＩＳ Ｚ−２２４０の規定に準拠して、試験荷重３０ｋｇでビッカース硬度を測定した。結果を表２、３に示す。
得られた各鋼板の表面におけるフェライト相及びマルテンサイト相の位置をＳＥＭにより確認した。次いで、各相について、上述のナノインデンテーション硬度測定法で硬度を測定した。また、鋼板全体について、ＪＩＳ Ｚ−２２４０の規定に準拠して、試験荷重３０ｋｇでビッカース硬度を測定した。結果を表２、３に示す。
＜引張試験＞
得られた各鋼板のＴ方向から採取したＪＩＳ Ｚ−２２０１に規定されるＪＩＳ１３Ｂ号の試験片について、５０ｋＮ引張試験機を用いて引張速度１ｍｍ／分で引張試験を行った。図１に、発明鋼Ｎｏ．１、比較鋼Ｎｏ．１の試験片の引張試験により得られた公称応力−公称歪み曲線を示す。また、全伸びの結果、並びに、降伏伸びが認められたものを「○」、認められなかったものを「×」と評価した結果を表２、３に示す。この結果から、フェライト相とマルテンサイト相との硬度の差が３００ＨＶ以下である発明鋼では、降伏伸びが発現した結果、全伸びが比較鋼よりも数％大きくなっていることが判明した。
得られた各鋼板のＴ方向から採取したＪＩＳ Ｚ−２２０１に規定されるＪＩＳ１３Ｂ号の試験片について、５０ｋＮ引張試験機を用いて引張速度１ｍｍ／分で引張試験を行った。図１に、発明鋼Ｎｏ．１、比較鋼Ｎｏ．１の試験片の引張試験により得られた公称応力−公称歪み曲線を示す。また、全伸びの結果、並びに、降伏伸びが認められたものを「○」、認められなかったものを「×」と評価した結果を表２、３に示す。この結果から、フェライト相とマルテンサイト相との硬度の差が３００ＨＶ以下である発明鋼では、降伏伸びが発現した結果、全伸びが比較鋼よりも数％大きくなっていることが判明した。
＜曲げ試験＞
得られた各鋼板を、幅３０ｍｍ（圧延方向）×長さ６０ｍｍ（板幅方向）の矩形に切削加工し、ステンレス鋼試験片を得た。先端部が０．２Ｒ、９０°のＶブロック型治具の先端部に、上記ステンレス鋼試験片を押し付けて９０°曲げることにより、曲げ試験を行った。この曲げ試験は、曲げ稜線が圧延方向と平行になるようにして行った。図２に、曲げ試験後の発明鋼Ｎｏ．１の試験片及び比較鋼Ｎｏ．１の試験片の外観写真を示す。比較鋼ではクラックの発生が確認されたのに対して、発明鋼ではクラックの発生が確認されなかった。また、表２、３に曲げ試験の結果を示す。クラックの発生が認められなかったものを「○」、認められたものを「×」と評価した。
得られた各鋼板を、幅３０ｍｍ（圧延方向）×長さ６０ｍｍ（板幅方向）の矩形に切削加工し、ステンレス鋼試験片を得た。先端部が０．２Ｒ、９０°のＶブロック型治具の先端部に、上記ステンレス鋼試験片を押し付けて９０°曲げることにより、曲げ試験を行った。この曲げ試験は、曲げ稜線が圧延方向と平行になるようにして行った。図２に、曲げ試験後の発明鋼Ｎｏ．１の試験片及び比較鋼Ｎｏ．１の試験片の外観写真を示す。比較鋼ではクラックの発生が確認されたのに対して、発明鋼ではクラックの発生が確認されなかった。また、表２、３に曲げ試験の結果を示す。クラックの発生が認められなかったものを「○」、認められたものを「×」と評価した。
＜穴広げ試験＞
得られた各鋼板を、幅９０ｍｍ×長さ９０ｍｍの矩形に切削加工し、ステンレス鋼試験片を得た。その試験片に直径１０ｍｍΦの打ち抜き穴を設けた後、先端部が９０°、直径４０ｍｍΦの円錐状治具を一様な速さで試験片の打ち抜き穴に押し込んだ。その押し込みの最中に、打ち抜き穴の広がり状態を注意深く観察し、穴縁に亀裂を確認したら直ちに押し込みを停止した。試験片の打ち抜き穴の穴縁に亀裂が発生した時点の打ち抜き穴の直径を限界穴広げ径として、下記式から限界穴広げ率を求めた。
限界穴広げ率（％）＝（（Ｄ−Ｄ０）／Ｄ）×１００
式中、Ｄ０は押し込み前の打ち抜き穴の直径（ｍｍ）、Ｄは限界穴広げ径（ｍｍ）を示す。表２、３に限界穴広げ率の結果を示す。比較鋼に比べて発明鋼の方が、５〜１５％程度限界穴広げ率が大きくなる傾向となった。
得られた各鋼板を、幅９０ｍｍ×長さ９０ｍｍの矩形に切削加工し、ステンレス鋼試験片を得た。その試験片に直径１０ｍｍΦの打ち抜き穴を設けた後、先端部が９０°、直径４０ｍｍΦの円錐状治具を一様な速さで試験片の打ち抜き穴に押し込んだ。その押し込みの最中に、打ち抜き穴の広がり状態を注意深く観察し、穴縁に亀裂を確認したら直ちに押し込みを停止した。試験片の打ち抜き穴の穴縁に亀裂が発生した時点の打ち抜き穴の直径を限界穴広げ径として、下記式から限界穴広げ率を求めた。
限界穴広げ率（％）＝（（Ｄ−Ｄ０）／Ｄ）×１００
式中、Ｄ０は押し込み前の打ち抜き穴の直径（ｍｍ）、Ｄは限界穴広げ径（ｍｍ）を示す。表２、３に限界穴広げ率の結果を示す。比較鋼に比べて発明鋼の方が、５〜１５％程度限界穴広げ率が大きくなる傾向となった。
これらの結果から、フェライト相とマルテンサイト相との硬度の差が３００ＨＶ以下であると、ステンレス鋼板が良好な曲げ加工性及び穴広げ性を示すことが明らかになった。上述の引張試験の結果と併せると、発明鋼では延性が比較鋼よりも優れたものとなり、その結果、優れた曲げ加工性及び穴広げ性を有することが示唆される。
＜焼き戻しパラメータの検討＞
Ｎｏ．１の鋼を上記と同様にして複相化処理まで行って得られた鋼片に、大気中、焼き戻しパラメータが種々の値となるような９種類の条件で時効処理を施し、それぞれステンレス鋼板を得た。なお、焼き戻しパラメータの値は、１３０００、１４２４０、１４４４０、１４８３０、１５０６０、１５４２０、１５５８０、１６０４０、１６１７０の９種類である。これらの鋼板の全体について、上述と同様にしてビッカース硬度を測定した。図３に、焼き戻しパラメータと硬度（硬さ）との関係をプロットしたグラフを示す。この結果より、焼き戻しパラメータが１５０００を超えると、硬度が著しく低下することがわかった。
Ｎｏ．１の鋼を上記と同様にして複相化処理まで行って得られた鋼片に、大気中、焼き戻しパラメータが種々の値となるような９種類の条件で時効処理を施し、それぞれステンレス鋼板を得た。なお、焼き戻しパラメータの値は、１３０００、１４２４０、１４４４０、１４８３０、１５０６０、１５４２０、１５５８０、１６０４０、１６１７０の９種類である。これらの鋼板の全体について、上述と同様にしてビッカース硬度を測定した。図３に、焼き戻しパラメータと硬度（硬さ）との関係をプロットしたグラフを示す。この結果より、焼き戻しパラメータが１５０００を超えると、硬度が著しく低下することがわかった。
本出願は、２００８年２月７日出願の日本特許出願（特願２００８−２７７１２）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
本発明によれば、機械強度の低下を抑制すると共に、加工性、特に曲げ加工性を従来よりも改善できる高強度ステンレス鋼材を提供することができる。
Claims (7)
- 必須成分として、Ｃ：０．００質量％超０．１５質量％以下、Ｓｉ：０．０質量％超２．０質量％以下、Ｍｎ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｐ：０．００質量％超０．０４質量％以下、Ｓ：０．００質量％超０．０３質量％以下、Ｎｉ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％、Ｎ：０．００質量％超０．１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有するステンレス鋼材であって、
フェライト相とマルテンサイト相との２相からなる金属組織を有し、
下記式（１）で表されるγｍａｘが５０〜８５であり、
前記フェライト相と前記マルテンサイト相との間の硬度の差が３００ＨＶ以下である、高強度ステンレス鋼材。
γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ＋１８９ （１）
（式（１）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉはそれぞれ、前記ステンレス鋼材における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉの含有割合（単位：質量％）を示す。） - 降伏伸びを有する、請求項１記載の高強度ステンレス鋼材。
- 必須成分として、Ｃ：０．００質量％超０．１５質量％以下、Ｓｉ：０．０質量％超２．０質量％以下、Ｍｎ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｐ：０．００質量％超０．０４質量％以下、Ｓ：０．００質量％超０．０３質量％以下、Ｎｉ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％、Ｎ：０．００質量％超０．１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有するステンレス鋼材であって、
フェライト相とマルテンサイト相との２相からなる金属組織を有し、
下記式（１）で表されるγｍａｘが５０〜８５であり、
降伏伸びを有する、高強度ステンレス鋼材。
γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ＋１８９ （１）
（式（１）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉはそれぞれ、前記ステンレス鋼材における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉの含有割合（単位：質量％）を示す。） - 更にＣｕ：０．０質量％超３．０％以下を含有し、下記式（２）で表されるγｍａｘが５０〜８５である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度ステンレス鋼材。
γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋９ＷＣｕ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ＋１８９ （２）
（式（２）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＣｕ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉはそれぞれ、前記ステンレス鋼材における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉの含有割合（単位：質量％）を示す。） - 必須成分として、Ｃ：０．００質量％超０．１５質量％以下、Ｓｉ：０．０質量％超２．０質量％以下、Ｍｎ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｐ：０．００質量％超０．０４質量％以下、Ｓ：０．００質量％超０．０３質量％以下、Ｎｉ：０．０質量％超４．０質量％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％、Ｎ：０．００質量％超０．１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、下記式（１）で表されるγｍａｘが５０〜８５である鋼片に複相化処理を施す工程と、
前記複相化処理により得られた鋼片に時効処理を施す工程と、
を備える、高強度ステンレス鋼材の製造方法。
γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ＋１８９ （１）
（式（１）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉはそれぞれ、前記鋼片における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉの含有割合（単位：質量％）を示す。） - 前記鋼片が更にＣｕ：０．０質量％超３．０質量％以下を含有し、下記式（２）で表されるγｍａｘが５０〜８５である、請求項５記載の高強度ステンレス鋼材の製造方法。
γｍａｘ＝４２０ＷＣ＋４７０ＷＮ＋２３ＷＮｉ＋９ＷＣｕ＋７ＷＭｎ−１１．５ＷＣｒ−１１．５ＷＳｉ＋１８９ （２）
（式（２）中、ＷＣ、ＷＮ、ＷＮｉ、ＷＣｕ、ＷＭｎ、ＷＣｒ、ＷＳｉ、はそれぞれ、前記鋼片における、その全体質量に対するＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉ、の含有割合（単位：質量％）を示す。） - 前記時効処理を施す工程における最高温度が６００℃未満である、請求項５又は６記載の高強度ステンレス鋼材の製造方法。
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