WO2005073422A1

WO2005073422A1 - オーステナイト・フェライト系ステンレス鋼

Info

Publication number: WO2005073422A1
Application number: PCT/JP2005/001555
Authority: WO
Inventors: Mitsuyuki Fujisawa; Yoshihiro Yazawa; Yasushi Kato; Osamu Furukimi
Original assignee: Jfe Steel Corporation
Priority date: 2004-01-29
Filing date: 2005-01-27
Publication date: 2005-08-11
Also published as: KR20060127107A; US20070163679A1; EP2562285B1; CN1914344A; US8562758B2; EP1715073B1; CN1914344B; EP1715073A4; EP2562285A1; EP1715073A1; KR20090005252A; KR100957664B1

Abstract

本発明は、低Ｎｉ高Ｎ含有オーステナイト・フェライト系ステンレス鋼を提供するものである。具体的な発明の手段は、Ｃ：0.2mass％以下、Si:４mass％以下、Mn：12mass％以下、Ｐ：0.1mass％以下、Ｓ：0.03mass％以下、Cr：15～35mass％、Ni：３mass％以下、Ｎ：0.05～0.6mass％を含有するオーステナイト相とフェライト相を主とするステンレス鋼において、該オーステナイト相の体積分率を10～85％とすることにより成形性、高い張り出し成形性と耐隙間部腐食性、溶接部耐食性あるいは、耐粒界腐食性に優れたオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼を得るものである。さらに、上記オーステナイト相中のＣとＮの合計量を0.16～２mass％とすることで、さらに高い成形性を有するオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼を得るものである。

Description

明細書

オーステナイト · フェライト系ステンレス鋼技術分野

本発明は、低 N i高 N含有のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼 (Stainless steel with austenite and ferrite (two-phase) structure) に関するものである。 ' ' 背景技術

ステンレス鋼は、耐食性（corrosion resistance)に優れた材料として、自動車用部材ゃ建築用部材、厨房機器等の広い分野で用いられている。自動車用ホイ一ルキャップ (wheel cap)などには、高い張り出し成形性 (punch s retchability)と耐隙間部腐食性（crevice corrosion resistance)を兼備する材料が求められている。ステンレス鋼は、鋼が有する,祖織から一般に、オーステナイト系ステンレス IPKaustenitic stainless steel) , フェライト系ステンレス鋼（ferritic stainless steel)、オーステナイト · フェライト系ステンレス鋼およびマルテンサイト系ステンレス鋼（martensitic stainless steel)の 4つに分類されている。このうち、 S U S 3 0 4や S U S 3 0 1 ( J I S (Japanese Industrial

Standard) ) に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼は、耐食性に優れると共に、加工性にも優れているため、最も一般的に用いられている。自動車ホイ一ルキャップ用ステンレス鋼板としては、これらのうちオーステナイト系ステンレス鋼板がもっとも一般的に用いられている。

しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼は、他のステンレス鋼に比べて高い加工性 (workability)を有するものの、高価な Ni を多量に含有しているため、価格が高いという問題がある。

また、オーステナイト系ステンレス鋼は、成形限界近傍まで加工すると置き割れ (seasoned crack) を起こし易いことや、応力腐食割れ (Stress Corrosion Cracking： S C Cと略す）に対する感受性が高いことのため、燃料タンクのように、

1 1555 安全性に対する要求が極めて高い部位に適用するには問題があった。また、マルテンサイト系ステンレス鋼は、強度は優れるものの、延性（ductility)や張り出し成形性および耐食性に劣り、プレス加工用途には適用できない。

また、 SUS301に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼は湾岸地帯では飛来塩分により、また、降雪地帯では融雪塩により、特に、ホイールとキャップ間の隙間部 (gap)などに腐食を発生する等の問題が散見される等、耐食性が不十分であるとの指摘がなされている。また、上述したように、成形限界 (forming πάΐ)近傍までの成形を行うと置き割れが生じることがあるため、複雑な形状を有する部材への適用が困難であるという問題があった。さらに一般に 6%以上の Niを含有するため、高価であるという問題もある

一方、フェライト系ステンレス鋼は、 Crの含有量を增加させることで、耐食性ゃ耐隙間部腐食性を向上させることが可能であり、また、置き割れや応力腐食割れを起こし難いという優れた特性を有する。し力し、フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して加工性、特に強度一延性パランスに劣るという欠点がある。また、オーステナイト系ステンレス鋼にくらベて格段に張り出し成形性が低く成形が困難であるという問題がある。また、マルテンサィト系ステンレス鋼は、張り出し成形性おょぴ耐隙間部腐食性ともに不十分である。

そこで、フェライト系ステンレス鋼の加工性を改善する技術が提案されている。例えば、特開平 0 8— 0 2 0 8 4 3号公報には、 Crを 5〜60wt%含有したフェライト系ステンレス鋼板において、 Cおよび N含有量を低減すると共に、 Ti， bを適量添加した深絞り成形性 (deep drawability)に優れるク口ム鋼板とその製造方法が開示されている。しかし、特開平 0 8— 0 2 0 8 4 3号公報の鋼板は、深絞り性を改善するために、鋼中の Cおよび N含有量をそれぞれ C ： 0. 03wt°/。以下、 N ： 0. 02wt%以下に低減しているため、鋼板強度が低くしかも延性の改善も不十分である、即ち、強度一延性パランスに劣るという問題がある。そのため、特開平 0 8— 0 2 0 8 4 3号公報の鋼板を自動車部材に適用した場合には、部材に対する要求強度を得るのに必要な板厚が厚くなり、軽量化 (weight saving)に寄与で 5 001555 きない他、張り出し成形や深絞り成形、液圧成形 (hydraulic forming) 等の厳し Vヽ加ェ用途には適用できないという問題があつた。

そこで、上記オーステナイト系とフェライト系の中間に位置するオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼が、近年、注目されている。このオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼は、耐食性に優れている。また、フェライト ·ォーステナイト系ステンレス鋼は、強度おょぴ耐食性に優れ、海水などの高塩化物環境、油井 (oil well)などの厳しい腐食性環境用の耐食性材料として使用されている。し力し、 JISに規定されている SUS 329系フェライト 'オーステナイト系ステンレス鋼は、高価な Niを 4% (質量比、以下同じ）以上含有するため価格が高く、また貴重な Ni資源を大量に消費するという問題がある。

この問題に対応するものとして、特開平 1 1一 0 7 1 6 4 3号公報に、 Ni添加量を 0. 1%超 1 %未満に制限した上で、さらにオーステナイト安定性指数（ I M指数： 551— 805 ( C + N) %— 8. 52Si。/。一 8. 57Mn%— 12. 51Cr%— 36. 02Ni% - 34. 52Cu%— 13. 96Mo%)を 40〜115の範囲に制御することにより、引張り延びに優れるオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼板が開示されている。

また、オーステナイト系ステンレス銅おょぴフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼の Ni含有量を低減するため、 Niに代えて Nを大量に含有する試みもなされており、例えば片田康行「加圧式 ESR法による高濃度窒素鋼の製造」ふえらむ Vol. 7 (2002) p. 848には、加圧 ESR (Electro-Slag Remelting) 溶解法により多量の窒素を添加することにより、 Niを実質的に含有しないオーステナイト系ステンレス鋼およびフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼を製造する方法が開示されている。

また， J. ffangら「NIKEL— FREE DUPLEX STAINLESS STEELS, Scripta

Materialia Vol. 0, No. 1, pp. 123-129, 1999 J にも， Niを実質的に含有しない, 合金コストが安価なオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼が開示されている。 .

しかしながら、上記特開平 1 1— 0 7 1 6 4 3号公報に開示されたオーステナイト .フェライト系ステンレス鋼板は、延性が向上しているとはいえまだ不十分であり、また、深絞り性も十分なものではなかった。従って、極度の張り出し成形や液圧成形が施される用途への適用は依然として難しく、また、極度の深絞り成形が施される用途への適用も困難であるという問題があった。

さらに，特開平 1 1— 0 7 1 6 4 3号公報に開示されたフェライト 'オーステナイト系ステンレス銅は、その引張り伸びが高いことは認められるが、 Mnを多量に含有しているため耐隙間部腐食性が不十分であり、また張り出し成形性が未知であるという問題がある。また、溶接部の耐食性が劣るという問題がある。ずなわち、フェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼は用途に応じて溶接を施された上で、使用されるものであるので溶接部耐食性が優れていることが必要である。し力し、 Mの低減のためにオーステナイト生成元素である Nを 0.：!〜 0. 3%の範囲で添加しており、そのため溶接部おょぴその近傍の溶接熱影響部において高温で固溶した Nがクロム窒化物として析出しゃすく、ク口ム欠乏領域が生じて耐食性が劣化するという問題があつた。

さらに、特開平 1 1— 0 7 1 6 4 3号公報では、 Mを低減する代わりにオーステナイト生成元素として Nが 0. 1〜0. 3重 4 の範囲で添加される。そのため、溶体化焼鈍（solution annealing)後の冷却速度が遅い場合には Nがクロム窒化物として析出し、耐食性が劣化するという、いわゆる鋭敏化（sensibility, 粒界のクロム炭化物、クロム窒化物の生成による耐食性劣化、以降、鋭敏化と略す）の問題力 Sあった _Q

具体的には、板厚 1. 5應以上の仕上げ焼鈍板を空冷した場合には、材料の冷却速度が遅いため、冷却時に鋭敏化し耐食性が不十分な場合が散見された。

また、最終板厚が 1. 5舰未満の材料についても、中間工程である熱延板焼鈍時の鋭敏化による問題があった。すなわち、 1. 5腿未満の仕上げ焼鈍板は製鋼、鎳造ののち、熱延、熱延板焼鈍、酸洗による脱スケール、冷間圧延、仕上げ焼鈍によって製造されるが、このうち、熱延板焼鈍（焼鈍時板厚 1. 5〜7應）後の空冷時に材料が鋭敏化するため、その後の酸洗時に結晶粒界が優先浸食され、なおかつ冷間圧延でもこれらの優先浸食溝が消えないため、最終仕上げ焼鈍板の表面性状が著しく劣化するという問題である。表面性状を改善するためには熱延板焼鈍後にグラインダーによる表面を切削することが有効であるが、著しくコストがかかる。

以上から、溶体化熱処理後の冷却時に鋭敏化しづらい材料が望まれているのが現状である。

一方、片田康行「加圧式 ESR法による高濃度窒素鋼の製造」ふえらむ Vol. 7 (2002) p. 848に開示されている手段は、単に Ni節減手段としてみても、.加圧溶解のための大掛かりな設備を必要としかつ、予め溶解原料用電極を準備なければない等操業上のコストアップ要因を多く含んでいる。さらに、単に Niを Nに置き換えても張り出し成形性と耐隙間部腐食性を兼備する材料が得られるものではない。

また， J. Wangら「NIKEL - FREE DUPLEX STAINLESS STEELS, Scripta

Materialia Vol. 40, No. 1, p. 123-129, 1999 J に開示されている手法においても， M節減のために， Mn量 lOmass。ん N量 0. 35， 0. 45mass。/。の多量の Mnおよび Nが同時に添加されているため，熱間加工性が十分でなく，熱間加工の際に，割れゃ疵が出やすい。合金'コストは安価なものの，表面切削や鋼材切り落としが発生するというコストアップ要因を多く含んでいる。

本発明の目的は、延性おょぴ深絞り性に優れた高い成形性を有するオーステナィト ·フェライト系ステンレス鋼を提供することにある。

また、本発明は、上記従来技術に係る問題を解決し、 Ni量を節減しながら高い張り出し成形性と耐隙間部腐食性を兼備したフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とするものである。

また、本発明は、上記従来技術にかかるこのような問題を解決し、比較的低コストで、 Ni資源の省資源化を図りながら溶接部耐食性にすぐれたフェライト ·ォーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。

また、本発明は上記問題点を解決するためになされたものであり、耐粒界腐食性に優れるオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。発明の開示

発明者らは、高価な Niを含むオーステナイト系以外のステンレス鋼の成形性を改善するために、各種成分および鋼組織を有するステンレス鋼について、成形性の評価を行った。

その結果、オーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼において、特に高い延性を示す場合があることを見出した。この原因について、さらに検討を進めたところ、オーステナイト相の分率おょぴオーステナイト相中の Cおよび N含有量'が延性に大きく影響をしており、特に、オーステナイト相中の C， N， Si, Mn, Cr， Ni， Cu， Moの含有量によって規定されるオーステナイト相の歪安定度を適正範囲に調整することにより、更に高い延性が得られることを見出した。そして、この高い延性を示すオーステナイト · フェライト系ステンレス鋼は、深絞り性にも優れていることを見出し、本発明を開発するに至った。

また，発明者らは上記課題を解決するために鋼中の Ni量が lm_ass%以下で鋼中の N量が 0. 05mass%以上の务種オーステナイト 'フェライト系ステンレス鋼につ、て鋭意研究をおこなった。

そして，鋼中 Mn量が 2niass%以下のオーステナイト 'フェライト系ステンレス鋼では張り出し成形性と耐隙間腐食性が向上することを知見した。

また，鋼中 Mn量が 4mass ¾上 12mass%以下のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼では溶接部の耐食性が向上することを知見した。

さらに，鋼中の Si量がク口ム窒化物の析出挙動に影響を与えていることを見い出し、鋼中 Si量が 0. 4mass。/。以下では耐粒界腐食性が向上することを知見し，本発明に至った。

すなわち本発明のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼は、下記からなる。

1 . フェライト相とオーステナイト相を含む金属組織からなり、上記オーステナィト相中の Cと Nの合計量が 0. 16〜2 mass%であり、上記オーステナイト相の体積分率が 10〜85%であるオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼である。

2 . 上記 1において、引張試験における全伸びが 48%以上である。 3 . 上記 1または、 2において、 C : 0. 2mass%以下、 Si : 4 mass%以下、 Mn： 12mass%以下、 P ： 0. lmass。/。以下、 S ： 0. 03mass%以下、 Cr： 15〜35mass%、 Ni： 3 mass%以下、 N： 0. 05〜0. 6mass%を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなるものである。

4 . 上記 3において、上記ステンレス鋼は、 Mn： 10mass%以下、 Ni： 1〜3 mas_S%を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなるオーステナイト · フエライト系ステンレス鋼である。 '

5 . 上記 3において、上記ステンレス鋼は、 Si： 1. 2 mass%以下、 Mn： 2 mass% 以下、 M： 1 mass %以下を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなるフェラィト ·オーステナイト系ステンレス鋼である。

6 . 上記 3において、上記ステンレス鋼は、 Si： 1. 2 mass%以下、 Mn： 4〜 1 2 mass%、 Ni： 1 mas_S%以下を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなるフエライト ,オーステナイト系ステンレス銅である。

7 . 上記 3において、上記ステンレス鋼は、 Si： 0. 4 mass%以下、 Mn： 2〜4 mass%, Ni： 1 m_aSs%以下を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなるフエライト ·オーステナイト系ステンレス鋼である。

8 . C : 0. 2mass%以下、 Si : 4 mass%以下、 Mn： 10mass%以下、 P ： 0. lmass%以下、 S ： 0. 03mass%以下、 Cr： 15〜35mass%、 Ni： l〜3 mass%、 N： 0. 05〜 0. 6m_ass%以下を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなるオーステナイト相とフライト相との 2相ステンレス鋼板において、上記オーステナイト相中の C + Nを 0. 16〜2 mass%として、該オーステナイト相の面積率を 10〜85%としたことを特徴とする深絞り成形性に優れたオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼である。

9 . C： 0. 2 mass%以下、 Si： 1. 2 mass%以下、 Mn： 2 mass%以下、 P： 0. 1 mass%以下、 S： 0. 03 mass%以下、 Cr： 15 mass%以上 35 mass%以下、 Ni： 1 mass%以下、 N： 0. 05 ma_Ss%以上 0. 6 mass% %以下、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、金属組織中のオーステナイト相分率が 10以上 85vol°/o以下であることを特徴とする張り出し成形性と耐隙間部腐食性が優れたフェライト 'オーステナイト系ステンレス鋼である。

1 0. C： 0.2 mass%以下、 Si： 1.2 mass%以下、 Mn： 4 mass。/。以上 12 m^ss% 以下、 P： 0.1 mass%以下、 S： 0.03 mass%以下、 C r ： 15 mass%以上 35 mass% 以下、 Ni： 1 ma_SS%以下、 N： 0.05 mass%以上 0.6 mass%以下、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相分率が 10vol%以上 85vol%以下である溶接部耐食性に優れたフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼である。 '

1 1. C： 0.2 mass%以下、 Si： 0.4 mass%以下、 Mn： 2〜4 mass%、 P： 0.1 mass%以下、 S： 0.03 mass%以下、 C r ： 15 mass%以上 35 mass%以下、 M： 1 mass%以下、 N : 0.05 mass%以上 0.6 mass%以下、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相分率が 10vol%以上 85vol%以下であることを特徴とする耐粒界腐食性に優れたフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼。

1 2. 上記 3〜 1 1において、上記ステンレス鋼が、上記成分組成に加えてさらに Mo： 4 mass%以下、 Cu： 4 mass%以下のいずれか 1種又は 2種を含有するフエライト ·オーステナイト系ステンレス鋼である。

1 3. 上記 3〜1 2において、上記ステンレス鋼が、上記成分組成に加えてさらに、 Vを 0.5mass%以下含有したものであるオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼である。

14. 上記 3〜1 3において、上記ステンレス鋼が、上記成分組成に加えてさらに、 A1を 0. lmass%以下含有したものであるオステナイト ·フェライト系ステンレス鋼である。

1 5. 上記 3〜 1 4において、上記ステンレス鋼が、上記成分組成に加えてさらに、 B:0.01mass%以下、 Ca： 0.01mass%以下、 Mg： 0.01mass%以下、 REM :

0. lniass%以下、 Ti： 0.1%以下のいずれか 1種または 2種以上を含有したものであるオーステナイト ·フェライト系ステンレス銅である。

1 6. 上記 9〜1 5において、オーステナイト相中の（C+N) 含有量が、質量比で、 0.16以上 2%以下であるフェライト 'オーステナイト系ステンレス鋼。本発明によれば、高価な Niを多量に含有することもなく、延性および深絞り性に優れた高い成形性を有するオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼を安価に提供することができる。本発明のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼は、成形性に優れているので、自動車用部材ゃ建築用部材、厨房機器等の分野で過酷な張出し成形や深絞り成形、ハイドロフォーム等の液圧成形を受ける用途に用いて好適である。

また、本発明のフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼は、 Ni含有量が低 V、ため比較的安価であるにもかかわらず張り出し性および耐隙間部腐食性に優れる。これにより、自動車ホイールキャップ等の複雑な形状の加工物を置き割れの危険なく経済的に製造することができるようになる。

また、本発明により、 Ni資源の省資源化を図りながら溶接部耐食性に優れたフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼を提供することができる。これにより、海水などの高塩化物環境、油井などの厳しい腐食性環境用の耐食性材料を経済的に製造することができるようになる。

また、本発明によれば、 Ni量が低く高 Nでありながら、鋭敏化によって耐食性が劣化することなく、耐食性に優れるオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼板が得られる。また、本発明のステンレス鋼板は、 Ni含有率が低いので、環境保護の上から、そして経済的理由から好ましく、さらに上記のように優れた特性をも有するので産業上有益な発明といえる。図面の簡単な説明

図 1 ：本発明のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼の全伸びに及ぼすォーステナイト相中の Cと Nの合計量とオーステナイト相分率の影響を示すグラフである。

図 2 ：本発明のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼の全伸びとオーステナイト相の加工誘起マルテンサイト指数 ανω( _γ ) )の係を示すグラフである。

図 3 ：本発明のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼における全伸びと限界絞り比（LDR： Limited Drawing Ratio)の関係を示すグラフである。 5 図 4 ：鋼板中の Ni含有量、オーステナイト相分率およびオーステナイト相中の C と Nの合計量と限界絞り比との関係を示すグラフである。

図 5 ： Ni含有量が 1%以下かつ、オーステナイト相分率が 40〜50vol%のフェラィト .オーステナイト系ステンレス鋼板における張り出し成形性に対すると Mn含有量の影響を示したグラフである。

図 6 ： Ni含有量が 1%以下かつ、オーステナイト相分率が 40〜50vol%のフェラィト ·オーステナイト系ステンレス鋼板の屋外暴露試験結果におよぼす Mn含有量の影響を示すグラフである。

図 7 ： Mn含有量が 2%以下、 Ni含有量が 1%以下のフェライト■オーステナイト系ステンレス鋼板の張り出し成形性（エリクセン値）に及ぼすオーステナイト相分率の関係を示すグラフである。

図 8 ：耐隙間部腐食試験片を示す概念図である。

図 9 ：溶接部、熱影響部および母材部を含む溶接試験材を 0. 035% (質量比）の塩化ナトリゥム溶液中で、 100〜300mV V s S C E . の電位に 30分間保持したときの腐食の有無と Mn含有量との関係を示したグラフである。

図 1 0 ：母材部を含む溶接試験材の耐食性に及ぼすオーステナイト相分率の影響を示すグラフである。発明を実施するための最良の形態

本発明に係るステンレス鋼について説明する。

( 1 ) 延性および深絞り性に優れた高い成形性を有したオーステナイト 'フェラィト系ステンレス鋼

本発明のステンレス鋼は、主としてオーステナイト相とフェライト相からなるオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼である。そして、本発明は、上記 2 相を主とするオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼において、オーステナィト相の体積分率と、このオーステナイト相中に含まれる Cと Nの含有量が、成形性に大きな影響を与えることを見出し、それらの最適値を規定したところに特 JP2005/001555 徴がある。なお、本発明のステンレス鋼において、オーステナイト相とフェライト相以外の鋼組織は、マルテンサイト相が主なものである。

本発明に係るオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト相の分率が鋼の全組織に対して体積率で 10〜85%であることが必要である。ォーステナイト相の分率が 10%未満では、延性に優れたオーステナイト相が少ないため、高い成形性が得られない。一方、 85%を超えると、 S C C割れが散見されるようになるためである。好ましいオーステナイト相の分率は、体積率で 15〜80% の範囲である。

なお、オーステナイト相分率とは、組識中に占めるオーステナイトの体積率であり、典型的には鋼組織を顕微鏡下で観察し、組識中に占めるオーステナイトの割合を線分法あるいは面分法により測定することで決定できる。具体的には、試料を研磨の後、赤血塩溶液（フェリシアン化カリウム（K₃ [Fe (CN) ₆] ) : 30 g +水酸化カリウム（KOH) : 30 g +水 (H₂0) : 60m l ) にてエッチングすると、光学顕微鏡下ではフェライト相は灰色、オーステナイト相およびマルテンサイト相は白色と判別されるので、灰色部と白色部の占める分率を画像解析によって求め、白色部の比率をオーステナイト相分率とするのである。厳密にいうと本方法では、オーステナイト相とマルテンサイト相を見分けることができないので、白色部中にオーステナイト相だけではなく、マルテンサイト相も含まれることがあり得るが、たとえ、白色部にマルテンサイト相が含まれる場合でも、本手法によって測定したオーステナイト相分率および他の条件が満たされれば、本発明の目的の効果が得られる。

上記オーステナイト相の体積分率は、鋼の成分組成と最終焼鈍工程の焼鈍条件

(温度、時間）を調整することにより制御することができる。具体的には、 Cr， Si, Mo量が低く、 C， N， Ni, Cu量が高いほど、オーステナイト相分率は増加する。また、焼鈍温度は、高過ぎると、オーステナイト相分率が減少し、一方、低過ぎると、 C， Nが炭窒化物として析出して固溶量が減少し、オーステナイト相の安定化への寄与が低下し、やはりオーステナイト相分率が減少する。つまり、鋼成分組成に応じて、最大のオーステナイト相分率が得られる温度範囲があり、本発明の成分組成では、その温度は 700〜： 1300°Cの範囲である。焼鈍時間は、長くするほど、鋼の成分組成と温度によって決定される平衡状態のオーステナイト相分率に近づくため好ましいが、 30秒程度以上確保すれば十分である。

また、本発明のオーステナイト 'フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト相中に含まれる Cと Nの合計量が 0. 16〜 2 mass%であることが必要である。ォーステナイト相中の Cと Nの合計量が、 0. 16mass%未満では、加工誘起マルテンサイト相の強度が低いため、十分な成形性が得られない。一方、 Cと Nの合計量が 2 mas_S%超えて含有すると、焼鈍後の冷却時に炭化物、窒化物が多量に析出し、延性にはむしろ悪影響を及ぼすからである。好ましくは、 Cと Nの合計量は、 0. 2 〜 2 mass%の範囲である。

オーステナイト相中の C， N含有量の制御は、鋼の成分組成と焼鈍条件 (温度、時間）を調整することによって行うことができる。上記鋼の成分組成と焼鈍条件との関係は、 C， Si, Mn, Cr， Ni， Cu, Moといった多数の鋼成分の影響を受けるため、一概には言えないが、鋼中の C， Nおよび Cr量が多いと、オーステナイト相中の C , N量も増加する場合が多い。また、鋼の成分組成が同一の場合、溶体化のための焼鈍後のオーステナイト相分率が低いほど、オーステナイト相中に C， Nが濃化する場合が多い。なお、オーステナイト相中の C， Nの測定は、例えば、 E P MAにより測定が可能である。

オーステナイト相の体積分率おょぴオーステナイト相中に含まれる Cと Nの合計量が、成形性に影響を及ぼす理由は、まだ十分明ちかとはなっていないが、発明者らは、以下のように考えている。

鋼は、引張変形を受けると、均一変形を経た後、局部的にネッキング（くびれ）が生じて、やがて破断に至るのが一般的である。しかし、本発明のステンレス鋼は、オーステナイト相が存在するため、微小なネッキングが生じ始めると、その部位のオーステナイト相がマルテンサイト相に加工誘起変態し、他の部位に比べて硬くなる。そのため、その部位のネッキングがそれ以上進まなくなり、代わりに他の部位の変形が進行する結果、鋼全体が均一に変形し、高い延性が得られる。特に、オーステナイト相中の Cと Nの合 I†量が高い本発明のステンレス鋼は、同 5 量のオーステナイト相分率でも、オーステナイト相中の Cと Nの合計量が少ない他のステンレス鋼に比べてネッキング部に発生したマルテンサイト相の硬さが高く、加工誘起マルテンサイト相による延性向上効果が効果的に発現しているものと考えている。中でもオーステナイト相中の Cと Nは、鋼中の含有量おょぴ熱処理条件により、オーステナイト相への濃化度が顕著に変化する。また、オーステナイト相は、成形性と関係しており、オーステナイト相分率が高いほど成形性は良好となる。そこで、鋼組成や熱処理条件を調整し、オーステナイト相分率を高めるとともに、オーステナイト相中の C + Nの量を高めてやれば、オーステナイト相が安定化し、加工を受けたとき ίこ.加工誘起変態を適度に起こして、優れた加ェ性を得ることができる。そのためには、オーステナイト相分率が 10%以上で、オーステナイト相中の C + N量が 0. 16mass%以上であることが必要となる。一方、オーステナイト相中の C + N量が 0. 16mass%未満では、オーステナイト相が不安定ィ匕し、加工時にオーステナイト相の多くがマルテンサイト相に変態して延性が低下するため、オーステナイト相分率をいくら高めても、プレス成形性は向上しない。また、オーステナイト相分率を 85%以下に制限する理由は、 85%を超えると、 S C C感受性が高まるため好ましくないからである。

また、本発明のステンレス鋼板は、特に、 Niを 3 mass%以下含有した主としてオーステナイト相とフェライト相からなるオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼板であることが必要である。すなわち、本発明は、 Niを 3 mass%以下含有した主としてオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼板において、オーステナイト相の相分率と、このオーステナイト相中に含まれる Cと Nの合計量がプレス成形性 (press formability)に大きな影響を与えることを見出したところに特徴がある。

さらに、発明者らは、本発明のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼において、オーステナイト相中の C， N， Si, Mn, Cr， Ni, Cu, Mo含有量から下記 (1)式で定義されるオーステナイト相の加工誘起マルテンサイト指数 (Md ( _Y ) )を一 30〜90の範囲に制御することにより、更に高い延性特性が得ることができる、具体的には、板厚 0. 8應でも 48%以上の全伸びが得られることを見出した。 5 記

Md(7)=551-462(C ( ) + N ( γ ) ) -9.2Si ( γ ) ~8.1Μη(γ ) -13.7Cr( ) ~ 29Ni(y)~29Cu(7)-18.5Μο(γ) ) (1)

ただし、 C(y)、 Ν(·γ)、 Si(y), Μη(γ), Cr(y)、 Μ(γ)、 Οα(γ)および Μο(γ)は、それぞれオーステナイト相中の C量 (mass%)、 N量 (mass%)、 Si量 (mass%)、 Mn量（mass%)、 Mo量 (mass%)、 Ni量（mass%)、 Cu量（mass°/。）、 Cr量 (msss%)である ₀ ' 上記 Md(_Y)は、オーステナイト相が加工を受けた際の加工誘起マルテンサイト変態のし易さを示す指数であり、この指数が高いほど、加工に伴うマルテンサイト変態が起こり易いことを意味する。そして、上記 Md(T/)がー ³0〜90の範囲が好ましい理由は、一 30未満の場合には、加工誘起マルテンサイト変態が起こり難いため、微小なネッキングが生じ始めるときに、微小ネッキング部で発生する加ェ誘起マルテンサイト量が少ないからであり、また、 Md(y)が 90を超える場合には、微小なネッキングが生じ始める前に鋼全体でオーステナイト相がマルテン ' サイト変態してしまうため、微小なネッキングが生じ始めるときには、加工誘起マルテンサイトのもととなるオーステナイト相が少なくなるからである。従って、 Μ(1(γ)を一 30〜90の範囲に制御した場合にのみ、微小ネッキングが生じ始めた時に、ネッキング部位での発生するマルテンサイト量が最適化されて、非常に高い延性を示すものと考えられる。

本発明のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼は、上記のように延性に優れるのみならず、高い深絞り性をも兼備するものである。その理由は、深絞り加工において、特に変形が集中して割れが発生し易いコーナー部では、上述したオーステナイト相分率おょぴオーステナイト相中の Cと Νの合計量が延性に及ぼす改善効果と同様の理由により、加工誘起マルテンサイト変態による硬化が適度に起こつて延性が改善される結果、局部変形が抑制されるためと考えられる。次に、本発明に係るオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。 2005/001555

• C ： 0. 2mass%以下

Cは、オーステナイト相分率を高めると共に、オーステナイト相中に濃化してオーステナイト相の安定度を高める重要な元素である。その効果を得るためには 0. 003mass。/。以上が好ましい。しかし、 C量が、 0. 2mass°/₀を超えると、 Cを固溶させるための熱処理温度が著しく高くなり、生産性が低下する。そのため、 C量は 0. 2mass%以下に制限する。好ましくは 0. 15mass%未満である。さらに、耐応カ腐食割れ性を改善する観点からは、 Cは 0. 10mass%未満であることがより好ましい。好ましくは 0. 05 mass%以下に制限する。また、 C量 0. 2 mass%以下の条件を満たせば、溶接ビード、熱影響部及び母材のいずれの個所においても溶接部の耐食性にも優れる。このことは、後に示す実施例 4等から確認できる。しかしながら、 C含有量が 0. 10 _mass%以上では、耐応力腐食割れ性が著しく劣化する。したがって、本発明における C含有量は、 0. 2 mass%以下とし、耐応カ腐食割れ性を考慮する場合は 0. 10 mass%%未満、好ましくは 0. 05 mass%以下とする。そのことは、後に示す実施例 5の表 1 0およぴ表 1 1から確認できる。

• Si： 4 mass%以下

Siは、脱酸剤として添加される元素である。その効果を得るためには

0. 01mass°/。以上が好ましい。しかし、 Siの添加量が 4 mass%を超えると、鋼材強度が高くなつて冷間加工性を劣化させるため、 4 ma_SS%以下とする。熱間加工性の観点から、好ましくは L 2nia_Ss%以下である。さらに、鋭敏化 (粒界のクロム炭化物、ク口ム窒化物の生成による耐食性劣化)による耐食性の劣化を防止する観点からは、 Si量は 0. ½ass%以下に制限するのがより好ましい。

• Mn： 12mass%以下

Mnは、脱酸剤としてまたオーステナイト相の Md ( y )調整用元素として有用であり、適宜添加することができる。その効果を得るためには 0. Olmass。/。以上が好ましい。しかし、添加量が 12mass%を超えると熱間加工性が劣化するので、 12mass%以下とするのが好ましい。好ましくは、 10mass%以下、より好ましくは 8 mas_S%以下である。さらに好ましくは 7 m_ass%以下である。

■ P ： 0. lmass。/。以下 5

Pは、熱間加工性ゃ耐隙間部耐食性には有害な元素であり、特に、 0. lmass%を超えると悪影響が顕著となるので 0. lm_ass%以下とするのが好ましい。より好ましくは、 0. 05mass%以下である。

• S ： 0. 03 s%以下

Sは、熱間加工性には有害な元素であり、特に、 0. 03mas_S%を超えると悪影響が顕著となるので 0. 0³mas_S%以下とするのが好ましい。より好ましくは、 0. 02mass%以下である。 '

• Cr： la mass%~35mass%

Crは、ステンレス鋼に耐食性を付与する最も重要な元素であり、 15mass%未満では、十分な耐食性ゃ耐隙間部耐食性が得られない。一方、 Crは、フェライト安定化元素であり、その量が 35mass%を超えると、鋼中にオーステナイト相を生成させることが困難となる。よって、 Crは、 15 35ma_SS%の範囲に制限するのが好ましい。より好ましくは 17 mass% 30mass%である。更に好ましくは 18 mass% 28mass%である。

• Ni： 3 mass%以下

Niは、オーステナイト生成元素であるとともに、耐隙間腐食性の改善に効果がある元素である。しかし、その含有量が、 3 mas_S%を超えると、フェライト相中の Ni量が増加してフェライト相の延性が劣化する他、コストの上昇を招くので、 3 mass%以下が好ましい。より好ましくは 2 mass%以下である。なお、低温靭性を改善する観点からは、 0. lmass% 上含有していることが好ましい。窗'隙間腐食性向上のためには l mass%以上が好ましい。

• N： 0. 05 mass% 0. 6mass%

Nは、 Cと同様に、オーステナイト相分率を高めると共に、オーステナイト相中に濃化して、オーステナイト相を安定ィ匕する元素である。し力し、 Nが 0. 6ni_ass%を超えると、铸造時にブローホールが発生し、安定製造が難しくなる。また、加圧溶解など経済的に不利な手段を採用せねばならない。一方、

0. 05mass%未満では、オーステナイト相中の Nの濃化が不十分となる。よって、 05 001555

0. 05 mass%〜0. 6mass%とするのが好ましい。より好ましくは 0. 1 mass%〜 0. 4mass%である。

更に好ましくは γ相生成の観点から 0. 18mass%以上，熱間加工性の観点から 0. 34mass i¾下である。

本発明のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼は、上記成分以外に、 Ox Moを下記の範囲で含有することができる。

• Cu： 4 mass%以下 ' Cuは、耐食性を向上させるために適宜添加することができる。その効果を得るためには 0. lmass。/。以上が好ましい。し力し、 4 mass%を超えると熱間加工性が劣化するので、 4 ma_Ss %以下に制限するのが好ましい。より好ましくは 2 111 3%以下である。

• Mo： 4 mass%以下

Moは、耐食性を向上させるために適宜添加することができる。その効果を得るためには 0. lmass。/。以上が好ましい。し力し、 4 mass%を超えると、その効果が飽和するので、 4 mass%以下に制限するのが好ましい。より好ましくは 21^₃₃%以下である。

さらに、本発明のステンレス鋼は、上記の成分以外に V， Al, B , Ca, Mg， REM および Tiを下記の範囲で含有してもよい。

■ V： 0. 5mass%以下

Vは、鋼板の組織を微細化し、強度を高める元素であるため、必要に応じて添加することができる。その効果を得るためには 0. 005mass。/。以上が好ましい。ただし、 0. 5mas_S%を超えると、 C， Nを固溶させるための熱処理温度が著しく高くなり、生産性の低下を招く。また、 0. 5mas_S%を超えると焼鈍温度を高めても V化合物の析出を減じることが困難となり、張り出し成形性が劣化する。そのため、 V の添加量は 0. 5mass%以下に制限するのが好ましい。より好ましくは 0. 2mass%以下である。

• A1： 0. lmass%以下 Alは、強力な脱酸剤であり、適宜添加することができる。その効果を得るためには 0. 003mass。/。以上が好ましい。ただし、 0. lmass°/oを超えると、窒化物を形成して表面疵の発生原因ともなるので、 0. lmass%以下に制限するのが好ましい。より好ましくは 0. 02mass%以下である。

• B ： 0. 01mass%以下、 Ca： 0. 01mass%以下、 Mg： 0. 01mass%以下、 REM：

0. lmass%以下， Ti： 0. lmass。/。以下のうちのいずれか 1種または 2種以上

B , Ca, Mg は、熱間加工性を向上させる成分として適宜添加することができる。その効果を得るためには 0. 0003 mass%以上が好ましい。より好ましくは、

0. 001mass%以上である。さらに好ましくは、 0. 002mass%以上である。し力し、 0. 01ma_SS%を超えると耐食性が劣化するので、それぞれ 0. 01ma_SS%以下に制限するのが好ましい。より好ましくはそれぞれ 0. 005m_ass%以下である。同様に、 REM, Tiは、熱間加工性を向上させる成分として適宜添加することができる。その効果を得るためには 0. 002mass。/。以上が好ましい。し力し、 0. lmass%を超えると耐食性が劣化するので、それぞれ 0. lmass%以下に制限するのが好ましい。より好ましくは 0. 05mass%以下である。なお、上記 REMは、 La, Ce等の希土類元素のことを意味する。

. Nb： 2 mass%以下：

Nbは、鋭敏化 (粒界のク口ム炭化物、ク口ム窒化物の生成による耐食性劣化）を抑える元素として添加することができる。その効果を得るためには 0. 01mass/₀以上が好ましい。しかし、 2 mas_S%を超えると、 Nbの炭窒化物が多量に生成し、鋼中の固溶 C， Nが消費されるため好ましくない。

本発明のステンレス鋼は、上記成分以外の残部は、 Feおよび不可避的不純物である。不純物の中でも O (酸素）は、介在物による表面疵を防止する観点からは 0. 05mass%以下に制限するのが好ましい。なお，本発明鋼の製造方法は、オーステナイト相の体積分率が、 1 0 %〜 8 5 %、の範囲にし、あるいは、さらに、オーステナイト相中の C， N含有量を 0 . 1 6 mass%〜 2 mass。/。の範囲にするために、前述のように、鋼の成分組成と最終焼鈍ェ程の焼鈍条件 (温度、時間）を調整することが重要である。

具体的には、 Cr， Si, Mo量が低く、 C， N， Ni， Cu量が高いほど、オーステナィト相分率は増加する。また、焼鈍温度は、高過ぎると、オーステナイト相分率が減少し、一方、低過ぎると、 C， Nが炭窒化物として析出して固溶量が減少し、オーステナイト相の安定化への寄与が低下し、やはりオーステナイト相分率が減少する。つまり、鋼成分組成に応じて、最大のオーステナイト相分率が得られる温度範囲があり、本発明の成分組成では、その温度は 700〜1300°Cの範囲である。焼鈍時間は、長くするほど、鋼の成分組成と温度によって決定される平衡状態のオーステナイト相分率に近づくため好ましいが、 30秒程度以上確保すれば十分でめる。

また、鋼中の C， Nおよび Cr量が多いと、オーステナイト相中の C， N量も増加する場合が多い。また、鋼の成分組成が同一の場合、溶体化のための焼鈍後のオーステナイト相分率が低いほど、オーステナイト相中に C， Nが濃化する場合が多いので、そのことを考慮する必要がある。

なお、発明鋼が、最終焼鈍工程を行わない熱延板の場合は、熱延の仕上げ温度を 700〜1300°Cの範囲に制御することが好ましい。発明鋼が、熱延焼鈍板の場合は、熱延板焼鈍温度を 700〜1300°Cの範囲にするのが、好ましい。また、発明鋼が、冷延焼鈍板の場合は、冷延後の最終焼鈍温度を 700〜1300°Cの範囲にするのが、好ましい。

上記以外の製造方法は、通常のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に従って製造することができる。具体的な、製造方法を下記に述べる。

例えば、以下のような方法により製造できる。ただし，本発明鋼は以下の方法にその製造方法が限定されるものではなレ、。

転炉あるいは電気炉等を用いた精鍊ののち，必要に応じて VOD (Vacuum Oxygen D ecarburization )あるいは AO D( Argon Oxygen Decarburization)等の 2次を行って鋼を溶製する。また、溶製にあたり、真空溶解あるいは窒素分圧を 0〜 1気圧に制御した雰囲気下で溶製してもよい。溶製した溶鋼は、公知の铸造方法 (連続铸造，分 5 001555 塊等）にしたがって 100〜300mm厚さのスラブとすることができる。スラブは、 900〜150 0°Cに加熱され、熱間圧延（リバース圧延または単方向圧延）により所望の板厚 1.5mm~ 10mmの熱延板とされる。

この熱延板は必要に応じて 700〜1300°Cの焼鈍を施した後，酸洗等により脱スケールされ，熱延焼鈍板とされる。

用途によっては，熱延板または熱延焼鈍板に冷間圧延を施し、板厚 0.1mm〜8mmの冷延板とされる。この際，所望の冷延板の板厚を得るために，焼鈍，酸洗，冷間圧延が 1 回〜複数回繰り返される。この冷延板には、上述したように 700〜1300°Cの焼鈍の後酸洗が施され、冷延焼鈍板が製造される。

熱延鋼板，熱延焼鈍板，冷延焼鈍板のいずれの鋼板であっても，鋼板のオーステナイト相の体積分率が、 1 0 %〜8 5 %、の範囲にし、あるいは、さらに、オーステナイト相中の C， N含有量を 0 . 1 6 mass%〜2 mass%の範囲にする製造条件を採用することで、本発明の効果が、得られる。また，いずれの表面仕上げ状態 (JIS G4 305 (2003)に規定された No.2D, No.2B, BA，研磨仕上げ等）によっても本発明の効果が得られる。さらに，上記圧延板のみならず，線材，パイプ，形鋼等にも本発明の効果が得られる。実施例 1

表 1に示した成分組成を有する各種鋼を真空溶解あるいは窒素分圧を 0〜 1気圧に制御した雰囲気下で溶製し、鋼スラブとした後、 1250°C加熱後，熱間圧延

(11〜12パスで板厚 3〜½皿まで熱延）、熱延板焼鈍（1100°Cで 1分間）、冷間圧延（室温〜 300°Cに加熱後冷延）し、表 2に示した焼鈍温度で 1分間の仕上焼鈍を行い、オーステナイト相分率おょぴオーステナイト相中の Cと Nの合計量が異なる板厚 0. 8脆の各種冷延焼鈍板を作製した。

上記のようにして得た冷延焼鈍板について、下記の要領で、組織観察、オーステナイト相中の成分分析、引張試験および限界絞り比（L D R： Limited Drawing Ratio)の測定を行った。

<組織観察 > T/JP2005/001555 上記冷延焼鈍板の圧延方向の断面組織を、光学顕微鏡を用いて全厚 X0.1 以上の範囲に亘つて観察し、オーステナイト相の面積率を測定してオーステナイト相分率とした。具体的には、試料の圧延方向断面を研磨した後、赤血塩溶液（フエリシアン化力リウム 30 g +水酸化力リウム 30 g +水 60m 1 )あるいは王水でエツチング後、白黒写真撮影を行い、白色部（オーステナイト相とマルテンサイト相）と灰色部（フェライト相）の占める割合を画像解析により求め、白色部の分率をォーステナイト相分率とした。なお、白色部にはオーステナイト相だけでなくルテンサイト相も含まれることがあるが、本発明のステンレス鋼は、マルテンサイト相は微量であるため、本方法で測定した値をオーステナイト相分率として用いてもよい。また、白色部と灰色部が反転することがあるが、この場合は、オーステナイト相の析出形態から、オーステナイト相とフェライト相の判別することができる。

<オーステナイト相中の成分分析〉

上記断面を研摩した試料を用いて、 EPMAによるオーステナイト相中の成分分析を行った。具体的には、 C， Nは、オーステナイト相に濃化する特徴があるので、まず、断面全体について、 Cまたは Nの定性マッピングを行ってオーステナイト相を特定した上で、フェライト相に電子ビームがかからないようにオーステナイト相のほぼ中心部について、 C， N， Si, Mn, Cr， Ni, Cuおよぴ Moを定量分析した。測定領域は約 Ι μιηφ の範囲で、各試料について 3点以上測定し、その平均値を代表値とした。また、これらの測定値を元に、下記（1)式；

Md(y)=551-462(C ) +N ( γ )) _9.2Si ( _γ )—8.1Μη(γ )— 13.7Cr ( γ )— 29Ni ( γ ) -29Cu( γ ) -18.5Mo ( ) (D

ただし、 C(y；)、 N(r), Si(₇), Μη(γ)、 Οτ(γ)、 Μ(γ)、 Cu(y)および Μο(γ)は、それぞれオーステナイト相中の C量 (mass%)、 N量 Onass%)、 Si量 (mass%)、 Mn量（mass%)、 Mo量（mass%)、 Ni量（mass%)、 Cu量 (mass%)、 Cr量 (mass%)で定義される加工誘起マルテンサイト指数 (Md ( γ ) )を求めた。

<引張試験 > 冷延焼鈍板から、圧延方向に対して 0° ( 亍)、 45° および 90° の各方向から J I S 13号 B引張試験片を採取して、室温、大気中で、引張速度 lOmmZ分の条件で引張試験を行った。引張試験では、各方向の破断までの全伸ぴを測定し、下己式；

Ε 1 ={Ε 1 (0° ) + 2Ε 1 (45° ) + E 1 (90。 )}/4

を用いて平均伸び（E 1)を計算し、これを全伸びとして評価した。

<限界絞り比 > ' 上記冷延焼鈍板から、直径（ブランク径）を種々の大きさに変えた円形の試験片を打ち抜き、この試験片を、ボンチ径： 35脑、板押え力： 1 tonの条件で円筒絞り成形し、破断することなく絞れる最大のブランク径をボンチ径で割って限界絞り比（LDR)を求め、深絞り性を評価した。なお、円筒絞り成形に用いた試験片の打ち抜き径は、絞り比が 0.1間隔となるよう変化させた。

上記試験の結果を、表 2中に併記して示した。図 1は、表 2に示した結果に基づき、オーステナイト相中の Cと Nの合計量とオーステナイト相分率が全伸びに及ぼす影響を示したものである。これから、同一のオーステナイト相分率でも、オーステナイト相中の Cと Nの合計量が 0.16〜2mass%である本発明鋼は、ォーステナイト相中の Cと Nの合計量が 0.16mass%未満の鋼に比べて、高い伸び値を示しており、延性に優れていることがわかる。

図 2は、同じく表 2の結果に基づき、伸びに及ぼす加工誘起マルテンサイト指数 (Μ(1(γ))の影響を示したものである。この図 2から、オーステナイト相中の C と Νの合計量が 0.16〜2mass%である本発明鋼でも、 Md( γ )を適正な範囲に制御することにより、更に大きく改善され、特に、 Md(_y)を一 30〜90の範囲に制御した場合には、全伸びが 48%以上 (板厚 0.8mm)と、非常に優れた延性特性が得られることがわかる。

また、図 3は、全伸びと限界絞り比（LDR)との関係を示したものである。図 3力ら、本発明のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼は、比較鋼に比べてはるかに高い限界絞り比を有しており、延性だけでなく、深絞り性にも優れていることがわかる。表 1の No. 13， 18を用いて， 1. 7雇まで熱延した熱延板（仕上げ温度 1000°C) ，あるいは、さらに 1050°Cで lmin間焼鈍した熱延焼鈍板についても上述の冷延焼鈍板と同様の方法で、オーステナイト相分率、オーステナイト相中の C+N量、引張試験および限界絞り比の測定を行つた。

その結果、熱延板のオーステナイト相分率は、それぞれ、 5 9 %， 5 7 %、ォーステナイト相中の C+N量は、それぞれ、 0 . 4 0 mass%， 0 . 4 3 mass%, 全伸びが、それぞれ 5 8 %， 6 0 %で、限界絞り比が、それぞれ 2 . 3 、 2 . 4'であった。また、熱延焼鈍板のオーステナイト相分率は、それぞれ、 6 0 %， 5 9 %、オーステナイト相中の C+N量は、それぞれ、 0 . 3 9mass%， 0 . 4 2 ma_Ss%、全伸びが、それぞれ 6 0 %， 6 1 %で、限界絞り比が、それぞれ 2 . 4 、 2 . 4であった。その結果、熱延板と熱延焼鈍板ともに、冷延焼鈍板と同様の性能が認められた。実施例 2

表 3に示した成分組成を有する各種鋼を真空溶解あるいは窒素分圧を制御した雰囲気下で溶製し、鋼スラブとした後、 1250°C加熱後，熱間圧延（11〜 1 2パスで板厚 3〜4讓迄熱延）、焼鈍（1 1 0 0でで1分間），冷間圧延（室温〜 300°C加熱後、冷延）し、その後、窒素分圧を制御した雰囲気下で、表 4に示したように 950〜： 1300°Cの温度範囲で 30〜600秒の仕上焼鈍を行い、オーステナイト相分率おょぴオーステナイト相中の C + N量が異なる、板厚： 1. 25mmの各種冷延焼鈍板を作製し、これらの冷延焼鈍板について、下記の要領で、組織観察、ォーステナイト相中の C， N分析おょぴ限界絞り比（L D R)の測定を行った。

なお、組織観察とオーステナイト相中の C， N分析と限界絞り比は、実施例 1 と同様にして行った。

上記測定の結果を表 4に併記して示した。また、図 4に、 P艮界絞り比に及ぼす鋼中の Ni量、オーステナイト相分率おょぴオーステナイト相中の C + N量の影響を示した。これらの結果から、本発明の条件を満たす、すなわち、 Niを 1〜3 mass%含有し、オーステナイト相分率が 10〜85°/。で、かつオーステナイト相中の C + N量が 0· 16〜 2 %であるオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼板は、いずれも限界絞り比が 2. 1以上の高い値を示しており、深絞り性に優れていることがわかる。これに対して、オーステナイト相分率が 10〜85%の範囲外および/ またはオーステナイト中の C + N量が 0. 16mass%未満のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼板は、いずれも限界絞り比が 2. 1未満と低く、深絞り性が劣ることがわかる。また、オーステナイト相分率おょぴオーステナイト相中の C + N量が本発明範囲内でも、鋼板中の Ni量が 3 mas_S%を超えるオーステナイト '·フエライト系ステンレス鋼板は、やはり限界絞り比が 2. 1未満と低く、深絞り性が劣ることがわかる。

表 3の No. 3， No. 5を用いて， 1. 7mmまで熱延した熱延板（仕上げ温度 1000°C) ，さらに 1050°Cで lmin間焼鈍した熱延焼鈍板についても上述の冷延焼鈍板と同様の方法で、オーステナイト相分率、オーステナイト相中の C+N量おょぴ、限界絞り比の測定を行った。

その結果、熱延板のオーステナイト相分率は、それぞれ、 81%， ⁵³%、オーステナイト相中の C+N量は、それぞれ、 0. 16 mass%, 0. 54 mass%、限界絞り比が、それぞれ 2. 4、 2. 5 で、熱延焼鈍板のオーステナイト相分率は、それぞれ、 79%, 52%、オーステナイト相中の C+N量は、それぞれ、 0. 16 mass%, 0. 53 mass%、限界絞り比が、それぞれ 2. 4、 2. 6であった。その結果、熱延板と熱延焼鈍板ともに、冷延焼鈍板と同様の性能が認められた。なお、本発明では、用途によって、上述の（1 ) で述べた高い成形性を得るよりも、下記で説明する（2 ) 張り出し成形性と耐隙間部腐食性や（3 ) 溶接部耐食性または、（4 ) 耐粒界腐食性の改善に重点を置いた鋼板を得ることができる。そのために下記の規定を行う。以下に述べる発明も本発明の範囲である。

( 2 ) 張り出し成形性と耐隙間部腐食性が優れたフェライト ·オーステナイト系ステンレス銅 5 本発明では、上記 ( 1 ) で述ぺたの組成の鋼（C： 0. 2ma_SS%以下、 Si : 4 mass%以下、 Mn： 12mass%以下、 P ： 0. lmass%以下、 S ： 0. 03mass%以下、： 15〜35mass%、 Ni： 3 mass%以下、 N： 0. 05mass%〜0. 6mass%を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなる鋼。あるいは、さらに Mo： 4 mass%以下、 Cu： 4 m_aSs%以下のいずれか 1種又は 2種を含有する鋼。あるいは、さらに、 Vを 0. 5mass%以下含有する鋼。あるいは、さらに、 A1を 0. lmass%以下含有する鋼。あるいは、さらに、 B : 0. 01mass%以下、 Ca： 0. 01mass%以下、 Mg： 0.

以下、 REM： 0. 1mass%以下、 Ti： 0. 1%以下のいずれか 1種または 2種以上を含有する攀（伹し、オーステナイト相の C+N量の規定は無し））において、特に、 Si： 1. 2 mass%以下、 Mn： 2 mass%以下、 Ni： 1 mass%以下とすることにより、本発明と同程度の Crを 15 niass%〜35 mass%含有するオーステナイト系ステンレス鋼やフェライト系ステンレス鋼に比べて優れた耐隙間部腐食性を示す。推測であるが、フェライト .オーステナイト系ステンレス鋼では、フェライト相中には Cr が、また、オーステナイト相中には Nが濃化することによって、各相の不動態皮膜が強化されるためと考えられる。

以下に規定理由を述べる。

• Si： 1. 2 mass%以下

Siは脱酸材として有効な元素である。その効果を得るためには 0. 01mas_S%以上が好ましい。その含有量が、 1. 2 m_asS%を超えると、熱間加工性が劣化するので 1. 2 mass%以下、好ましくは 1. 0 mass%以下、さらに鋭敏化による耐食性劣化を考慮する場合は 0. 4 m_ass%以下が好ましい。

• Mn： 2 mass%以下 .

Mn含有量は優れた張り出し成形性と耐隙間部腐食性を達成する上で特に重要である。その効果を得るためには 0. 0½_aSS。/。以上が好ましい。図 5は、 M含有量が 1 mass%以下かつ、オーステナイト相分率が 40〜50vol%のフェライト ·ォーステナイト系ステンレス銅における張り出し成形性 (エリクセン値) に対する Mn 含有量の影響を示したグラフである。ここに示すように、 Mnは張り出し成形性に大きな影響を及ぼし、 2 mas_S%以下で張り出し成形性が著しく向上する。その理由は確定的ではなく、また本発明の外延（範囲）について影響を与えるものではないが、 Mn含有量が少ない場合にはフェライト相での Mn濃度が著しく減少する結果、フェライト相の延性が著しく向上することが挙げられる。

図 6は、 Ni含有量が 1 mass%以下かつ、オーステナイト相分率が 40〜50vol% のフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼における屋外暴露試験結果におよぼす Mn含有量の影響を示すグラフである。なお、判定 Aは、腐食無し、判定 Bは、隙間腐食有り、判定 Cは、隙間部おょぴ母材部ともに腐食有りである。 Mn含有量が 2 m_ass%以下の場合には、良好な耐隙間部腐食性が得られている。その理由は確定的ではなく、また本宪明の外延（範囲）について影響を与えるものではないが、 Mn含有量が低い場合には、 MnSなどの耐隙間部腐食性に悪影響を及ぼす介在物が減少することが挙げられる。これら図 5、図 6に示した知見に基づき、張り出し成形性及ぴ耐隙間部腐食性に関して十分な特性を得るために Mn含有量は 2 mass%以下、好ましくは 1. 5 mass%以下に制限される。

• Ni： 1 mass%以下

Niはオーステナイト相の形成を促進する元素である。その効果を得るためには 0. oi_mass%以上が好ましい。その含有量が高いときには優れた張り出し成形性が得られなくなる。たとえば、 SUS329系のフェライト 'オーステナイト系ステンレス鋼は約 50%のオーステナイト相を含むものであるが、 Ni量が l mass%を超えるときには張り出し成形性が顕著に劣化する。また、 Niは高価な合金元素であり、経済性、省資源の観点からもその含有量はフェライト ·オーステナイト組織を生成するのに必要な限度において極力低減することが求められる。かかる観点から、 Ni含有量は 1 mass%以下、好ましくは、 0. 9 mass%以下に制限される。しかしながら、 Ni量が 0. 10 mass%以下であると、母材および溶接部のいずれにおいても鋼の靭性が低下する。したがって、 Ni量は、最も好ましくは 0. 10 mass%超 0. 9 mass%以下とするのがよい。

本発明に係る鋼は、上記組成を有するとともに、その金属組織が組織中のォーステナイト相分率が 10vol%以上 85vol%以下であるフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼であることを必要とする。図 7は Mn含有量が 2 mass%以下、 Ni含有量が 1 mass%以下のフェライト ·ォーステナイト系ステンレス鋼板の張り出し成形性（エリクセン値）に及ぼすォーステナイト相分率の関係を示すグラフである。ここに示すように、張り出し成形 ί¾はオーステナイト相分率の増加により向上し、オーステナイト相分率が

10_VOl%以上、特に 15vol%以上のときに優れた張り出し成形性を示す。しかしながら、本発明では、経済性の面から Ni含有量が 1 m_ass°/₀以下に制限され、その場合、オーステナイト相分率が 85_VOP/₀を超えることは困難になる。そのため、本発明では、オーステナイト相分率 10〜85vol %、好ましくは 15〜85vol%に限定する。

以上の基本的組成を有し、かつ金属組織中のオーステナイト相分率が ΙΟνοΡ/ο 以上 85vol%以下としたフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼は、比較的低コストであり、 Ni資源の省資源化を図るものでありながら張り出し成形性と耐隙間部腐食性に優れている。

しかしながら、さらに延性、深絞り性を確保するためには、また、本発明のフエライト 'オーステナイト系ステンレス鋼においては、鋼組織のオーステナイト相に含まれる C+N量を 0. 16 mass%以上 2 mass%以下とするのが好ましい。鋼組織のオーステナイト相に含まれる C+N量が 0. 16 m_ass%耒満では十分な延性、深絞り性が得られず、一方、 2 ma_SS%を超えて含有するとは困難であるからである。なお好ましくは 0. 2 mass%〜2 mass%の範囲で含有させるのがよい。

このオーステナイト相中の C、 N量は、鋼の組成と焼鈍条件（温度、時間）を調整することによって行うことができる。鋼組織およぴ焼鈍条件とオーステナイト相中の（：、 N量の関係は一概にはいえないが、鋼,袓織中の Cr、 C, N量が多いときにはオーステナイト相中の (：、 N量が高まる場合が多く、また、鋼の成分組成が同一の場合には、焼鈍条件によって決定されたオーステナイト相分率が低いほど、オーステナイト相中の（：、 N量が高まる場合が多いことなど経験的に得られた知識に基づいて適量の C、 Nを含有するようにすることができる。なお、オーステナイト相中の C、 Nの含有量の測定は、たとえば EPMAによりおこなうことができる。 1555 実施例 3

表 5に示す組成を有する各種鋼を真空溶解あるいは窒素分圧を最大 0. 9気圧 (882 h P a ) までの範囲で制御した雰囲気中で溶製し、鋼スラブ（または鋼塊、铸塊）とした後、 1 2 5 0 °C加熱後，熱間圧延（1 1 〜 1 2パスで板厚 3 〜 4達迄熱延）、焼鈍（1 1 0 0 °Cで lmin) ，冷間圧延（室温〜³00°C加熱後、冷延）し、その後 900〜1300°Cの温度で仕上げ焼鈍を行い、板厚 1. 25 mmの冷延焼鈍板を得た。得られた冷延焼鈍板についてオーステナイト相分率、張り出し成形性及ぴ耐隙間部腐食性を測定した。

ここに、オーステナイト相分率の測定は、実施例 1と同様にして行った。張り出し成形性は、エリクセン試験によって行い、割れが発生するまでのパンチ押し込み長さをエリクセン値としたものである。この際、試験片は寸法 80mm X 8 0 mmの正方形板とし、グラフアイトグリースを塗布して潤滑し、パンチ径 20mm, しわ押さえ力 15. 7 k Nの条件で行った。他条件は JIS Z ²247エリクセン試験に準じた。また、耐隙間部腐食試験は図 8に示すような、表面スケールを削除した 8 c m幅 X 12 c m長の冷延焼鈍板に同一素材の表面スケールを削除した 3 c m幅 X 4. 5 c m長の冷延焼鈍板を（小板）を重ね、これらをテフロン（登録商標）製のボルトとテフロン（登録商標）製のワッシャーにて密着固定し、 7ヶ月間、海岸から約 0. 7 k mの場所で屋外暴露試験を行った後、試験片を解体し、隙間部およぴ母材部での腐食発生の有無を目視にて観察したものである。

測定の結果は表 6 Aに示した。表 5 6 Aから明らかなように、本発明を満たすフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼板はエリクセン値が 12mm以上であつて張り出し成形性が高く、また、暴露試験においても耐隙間部が認められなかつた。なお、表 6 Aにおいて耐隙間部耐食性の評価は〇印が腐食なし、 X印が腐食ありの場合である。

また、表 6 Bは、実施例 1の表 1および 2の鋼板の鋼 No. 1〜 4について、上記の実施例と同じ方法で、張り出し成形性と耐隙間腐食性を評価したものである。表 2で示した成形性はもとより、張り出し成形性と耐隙間腐食性に優れた鋼板が得られたことを示す。表 5の No. 3, No. 4を用いて， 1. 7舰まで熱延した熱延板（仕上げ温度

1000°C) ，あるいは、さらに 1050°Cで lmin間焼鈍した熱延焼鈍板についても上述の冷延焼鈍板と同様の方法で、オーステナイト相分率、張り出し成形性おょぴ耐隙間腐食性の測定を行った。その結果、熱延板のオーステナイト相分率は、それぞれ、 48%， 45%、エリクセン値が、それぞれ 14. 5mm， 14· 0mmで、熱延焼鈍板のオーステナイト相分率は、それぞれ、 47%, 44% (具体的な値を追加願います）、エリクセン値が、それぞれ 14. 6mm， 14. 2mmであった。また、熱延板と熱延焼鈍板のいずれの母材部およぴ隙間部ともに腐食は認められなかつた。その結果、熱延板と熱延焼鈍板が、冷延焼鈍板と同様の性能が認められた。

( 3 ) 成形性に優れ、さらに溶接部耐食性に優れたフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼

本発明に係る鋼は、上記（1 ) で述べた組成の鋼（C： 0. ²mass%以下、 Si : 4 mass%以下、 Mn： 12mass%以下、 P ： 0. lmass%以下、 S ： 0. 03mass%以下、 Cr： 15〜35mass%、 Ni： 3 mass%以下、. N： 0. 05 mass%〜0. 6mass%を含有し、残部が Feぉょぴ不可避的不純物からなる鋼。あるいは、さらに Mo： 4 mass%以下、 Cu： 4 mass%以下のいずれか 1種又は 2種を含有する鋼。あるいは、さらに、 V を 0. 5mass%以下含有する鋼。あるいは、さらに、 A1を 0. lma_Ss%以下含有する鋼。あるいは、さらに、 B : 0. 01mass%以下、 Ca： 0. 01mass%以下、 Mg：

0. 01mass%以下、 REM： 0. lmass%以下、 Ti： 0. 1%以下のいずれか 1種または 2種以上を含有する鋼（伹し、オーステナイト相の C+N量の規定は無し））において、特に、 Si： 1. 2 mass%以下、 Mn： 4 fflass%〜l 2 mass%以下、 Ni： 1 mass%以下を有するとともに、その金属組織が組織中のオーステナイト相分率が 10vol%以上 85vol%以下であるフェライト 'オーステナイト系ステンレス鋼であることを必要とする。

以下に規定理由を述べる。

• Si： 1. 2 mass%以下 5 001555

Siは脱酸材として有効な元素である。その効果を得るためには 0. 01mass%以上が好ましい。その含有量が 1. 2 mass%を超えると、熱間加工性が劣化するので 1. 2 mass%以下、好ましくは 1. 0 mass%以下に制限する。なお、鋭敏化による耐食性の劣化をさらに抑制するためには、 Si含有量を 0. 4 ma_SS°/o以下とするのが好ましい。

• Mn '· 4 mass %〜 12 mass%

Mnは優れた溶接部耐食性を得るために特に重要な元素である。図 9は溶接部、熱影響部および母材部を含む溶接試験材を 0. 035% (質量比）の塩化ナトリウム溶液中で、 100〜300mV V s S C E . の電位に 30m i n保持したときの腐食の有無と Mn含有量との関係を示したグラフである。腐食の有無は、電流値が 1mA 以上の場合「腐食あり」とし、 1mA未満の場合は「腐食なし」と判定した。

図 9から明らかなように、 Mn量が 4 mass%以上では溶接材の耐食性が著しく向上することが明らかである。発明者らの見解によれば、 .この原因は、 Mn含有量が 4 ma_SS%以上に高められると、クロム窒化物の析出温度が下がり、溶接部および溶接部近傍の熱影響部でのク口ム窒化物の生成ひいてはク口ム欠乏領域の発生が抑制されるためである。しかしながら、図 9から明らかなように、 Mn量が 12 ma_SS%を超えると優れた耐食性が得られなくなる。これは、 Mn含有量が 12 _maSS%を超えると母材部に多数の MnS等の腐食起点が形成されるためであると考えられる。したがって、 Mn量は 4 mass%以上 12 mass%以下、好ましくは 5. 2 mass%以上 10 mass%以下、さらに好ましくは 6. 8 mass%未満に制限される。

• Ni： 1 mass%以下：

Niはオーステナイト形成促進元素であり、フェライト 'オーステナイト系糸且織を生成するのに有用である。その効果を得るためには 0. Olmass。/。以上が好ましい。し力し、高価な合金元素であり、資源保護上極力低減する必要もある。これらの観点から Ni含有量は、 1 mass%以下、好ましくは 0. 9 mass%以下に制限される。し力しながら、 Niの含有量が 0. 10 mass%以下であると、母材及び溶接部の靭性が低下する。したがって、溶接部を含む靭性の向上のためには、 M は少なくとも、 0. 10 mass%超含有させるのが好ましい（実施例 6参照）。 2005/001555 図 1 0は母材部を含む溶接材の耐食性に及ぼすオーステナイト相分率の影響を示すグラフである。耐食性の測定方法は図 9の場合と同様である。図 1 0から明らかなように、オーステナイト相分率が ΙΟνοΡ/ο以上となると、溶接部耐食性が著しく向上する。

この理由は、本発明の技術的範囲の解釈に影響を与えるものではないが、発明者らは以下のよう推察している。すなわち、一般には、 Ni含有量が低く N含有量が高いフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼では、溶接後冷却時におよぴ Nの拡散速度が速いため、フェライト相を含む結晶粒界でクロム窒化物が析出し、そのためクロム欠乏領域が発生しやすいと考えられている。し力し、本発明のように 10vol%以上、特に 15vol%以上のオーステナイト相を有するフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼では、オーステナイト相生成能が高いため、フェライト相を含む結晶粒界で Crが減少しても、その部分がオーステナイト相に変態してクロム窒化物の溶解度が高まり、結果としてクロム欠乏領域が減少するのである。

しかしながら、オーステナイト相分率が 85vol%を超えると、応力腐食割れ感受性が著しく高まる。上記の理由によって、本発明では、オーステナイト相分率を 10〜85vol%、好ましくは 15〜85vol%とする。

また、さらに延性、深絞り性を確保するためには、また、本発明のフェライト 'オーステナイト系ステンレス鋼においては、鋼組織のオーステナイト相に含まれる C+N量を 0. 16 mass%以上 2 mass%以下とするのが好ましい。鋼組織のォーステナイト相に含まれる C+N量が 0. 16 mass%未満では十分な延性、深絞り性が得られず、一方、 2 ma_SS%を超えて含有するとは困難であるからである。なお好ましくは 0. 2 mass%〜2 mass%の範囲で含有させるのがよい。

このオーステナイト相中の C、 N量は、鋼の組成と焼鈍条件（温度、時間）を調整することによって行うことができる。鋼組織および焼鈍条件とオーステナイト相中の (、 N量の関係は一概にはいえないが、鋼組織中の Cr、 C、 N量が多いときにはオーステナイト相中の C、 N量が高まる場合が多く、また、鋼の成分組成が同 —の場合には、焼鈍条件によって決定されたオーステナイト相分率が低いほど、 P T/JP2005/001555 オーステナイト相中の（、 N量が高まる場合が多いことなど経験的に得られた知識に基づいて適量の (：、 Nを含有するようにすることができる。なお、オーステナイト相中の C、 Nの含有量の測定は、たとえば EPMAによりおこなうことができる。実施例 4

表 7， 8に示す組成を有する各種鋼を真空溶解あるいは窒素分圧を最大 0. 9気圧（882 h P a ) までの範囲で制御した雰囲気中で溶製し、鋼スラブ（または鋼塊、铸塊）とした後、 1 2 5 0。(加熱後，熱間圧延（ 1 0〜 1 1パスで板厚 4〜 6 mm 迄熱延）、焼鈍（1 1 0 0 °Cで l min) ，冷間圧延（室温〜 300°C加熱後、冷延）し、その後 900〜1300°Cの温度で仕上げ焼鈍を行い、板厚 2. 25mmの冷延焼鈍板を得た。得られた冷延焼鈍板についてオーステナイト相分率を測定し、さらに TIG溶接機を用いて、投入電力 900W、速度 30 c m/m i nの条件で、約 5mm幅の溶接ビードを置いた。なお、組織観察（オーステナイト相分率の測定）は、実施例 1と同様にして行った。

溶接部の耐食性試験は、得られた溶接ビード、熱影響部おょぴ母材部を含む 1 辺が 25mmの試験片について、表面スケールを研削後、 0. 035% (質量比）塩化ナトリゥム水溶液中で 100、 200および 300m V v s S C E .の電位に 30分間保持し、 1mA以上の電流が発生した試料を「腐食有り」、 1mA以上の電流が発生しなかった試料を「腐食なし」と評価した。試験結果を表 9 Aに示す。表 9 Aにおいて、〇印は「腐食なし」、 X印は「腐食あり」の場合である。本発明鋼の溶接材は、 200m V V s S C E .の電位までは腐食が発生せず、溶接部の耐食性に優れていることが明らかである。

また、表 9 Bは、実施例 1の表 1および 2の鋼板の鋼 No. 1 2〜 2 9について、上記の実施例と同じ方法で、溶接部の耐食性を評価したものである。表 2で示した成形性はもとより、溶接部の耐食性に優れた鋼板が得られたことを示す。

表 8の No. 15, No. 16， No. 17を用いて， 2. 25mmまで熱延した熱延板（仕上げ温度 1000°C) ，あるいは、さらに 1050°Cで lmin間焼鈍した熱延焼鈍板についても上述の冷延焼鈍板と同様の方法で、オーステナイト相分率および、溶接部の耐腐食 T/JP2005/001555 性試験を行った。その結果、熱延板のオーステナイト相分率は、それぞれ、

20%, 31%, 52%、熱延焼鈍板のオーステナイト相分率は、それぞれ、 18⁰ん 30%, 51%、熱延板と熱延焼鈍板のいずれも溶接部に腐食は認められず冷延焼鈍板と同様の性能が認められた。実施例 5

実施例 4と同様にして、表 1 0に示す成分組成を有する鋼を溶製し、鋼スヲプ (または鋼塊、铸塊）とした後、 1 2 5 0 °C加熱後，熱間圧延（1 0〜 1 1パスで板厚 4〜6腕迄）、焼鈍（ 1 1 0 0でで lmin) ，冷間圧延（室温〜 300°C加熱後、冷延）し、その後 1050°Cの温度で仕上げ焼鈍を行い、板厚 2. 25mmの冷延焼鈍板を得た。得られた冷延焼鈍板についてオーステナイト相分率を測定した。なお、オーステナイト相分率の測定は、実施例 1と同様にして行った。

上記により得られた冷延板に、 TIG溶接機を用いて、投入電力 900W、速度 30 c m/m i nの条件で、約 5mm幅の溶接ビードを圧延方向に対して直角方向に置き、母材部および溶接部から圧延方向に平行に幅 10mm、長さ 75mmの試片とし、これを曲げ半径 10mmの Uベンド試験片とした。溶接部から切り出された試片では、 Uベンド試験片の底部が溶接部となるようにした。このように調整された Uベンド試験片は、濃度 42mass%の塩化マグネシウム水溶液（温度 80°C) 中に浸漬し、 24 h毎に割れの目視により有無を調べた。調査結果は、表 1 1に示す。表 5から明らかなように、 C含有量を 0. 1%未満とすることにより、母材おょぴ溶接部の耐応力腐食割れ性が著しく向上する。実施例 6

実施例 4と同様にして、表 1 2に示す成分組成を有する鋼を溶製.し、鋼スラブ (または鋼塊、鎳塊）とした後、 1 2 5 0 °C加熱後，熱間圧延（1 0 〜 1 1パスで板厚 4〜6讓迄）、焼鈍（1 1 0 0 °Cで lmin) ，冷間圧延（室温〜 300°C加熱後、冷延）し、その後 1050°Cの温度で仕上げ焼鈍を行い、板厚 2. 25mmの冷延焼鈍板を得た。得られた冷延焼鈍板についてオーステナイト相分率を測定した。なお、組織観察（オーステナイト相分率の測定）は、実施例 1と同様にして行った。

上記により得られた冷延板に、 TIG溶接機を用いて、投入電力 900W、速度 30 c m/m i nの条件で、約 5mm幅の溶接ビードを圧延方向に対して直角方向に置いた。溶接ビードの置かれた冷延板からシャルビ一衝撃試験片を、 2mmVノッチが圧延方向に対して直角方向となるように切り出し、 0°Cで衝撃試験を行なった。衝撃試験結果は、表 1 3に示す。表 1 3から明らかなように、 Ni含有量を 0· '1% 以上とすることにより、母材おょぴ溶接部の衝撃吸収エネルギーが著しく向上する。

( 4 ) 耐粒界腐食性に優れたフェライト■オーステナイト系ステンレス鋼本発明に係る鋼は、上記 ( 1 ) で述べた組成の鋼（C : 0. 2ma_SS%以下、 Si : 4 mass⁰/₀以下、 Mn： 12mass%以下、 P ： 0. lmass%以下、 S ： 0. 03mass%以下、 Cr： 15 mass%〜35mass%、 Ni： 3 mass%以下、 N： 0. 05 mass%〜0. 6mass%を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなる鋼。あるいは、さらに Mo： 4 111335%以下、 Cu： 4 mass%以下のいずれか 1種又は 2種を含有する鋼。あるいは、さらに、 Vを 0. 5mass°/o以下含有する鋼。あるいは、さらに、 A1を 0. lmass%以下含有する鋼。あるいは、さらに、 B : 0. 01mass%以下、 Ca： 0. 01mass%以下、 Mg：

0. 01mass%以下、 REM： 0. lmass%以下、 Ti： 0. 1 mass%以下のいずれか 1種または 2種以上を含有する鋼（伹し、オーステナイト相の C+N量の規定は無し））において、 Si： 0. 4 mass%以下、 Mn： 2 mass%〜4 mass%以下、 Ni： 1 mass%以下とするとともに、本発明のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼板の組織は、オーステナイト相分率を全組織に対して体積率で 10〜85%とする。

以下に規定理由を述べる。

• Si : 0. 4 mass%以下

Siの限定は本発明において、重要な要件の一つである。 Siは脱酸材として有効な元素であり、適宜添加することができる。その効果を得るためには 0. 01mass% 以上が好ましい。しかしながら、 Si量が 0. 4 ma_SS°/oを超えると Nの固溶度が低下するため、上述の背景技術で述べた鋭敏化による耐食性の劣化が散見されるようになる。よって、 Si量は 0. 4 mass%以下、好ましくは 0. 38 mass%以下とする。

• Mn : 2 mass %越え mass %未満

Mnは 2 mass%超えで Nの溶解度を高め、製鋼時の N添加を容易にする。同時に Mnの添加は γ相分率を高める。しかしながら 4 mass%以上では， γ相を生成する効果が飽和する。よって、 2 mas_S%超え 4 mass%未満にする。好適範囲は、 2 . 2 mass%以上、 3 . 8 mass%以下である。 '

• Ni : l mass%以下：

Ni量は経済的理由おょぴ Ni資源保護の理由により、 1 _maSS%以下に制限される。好ましくは、 0. 9%以下である。なお、優れた靱性を得るためには 0. 1 mass% 以上が好適である。

•オーステナイト相分率： 1 0 %以上 85%以下

オーステナイト相分率が 10¾未満では Si低減による優れた耐食性が発揮されない。一方、 85%を超えると、応力腐食割れ感受性が著しく高まる。よって、オーステナイト相分率は 1 0 %以上 85%以下とし、好ましくは 15%以上 80%とする。しかしながら、さらに延性、深絞り性を確保するためには、また、本発明のフエライト ·オーステナイト系ステンレス鋼においては、鋼組織のオーステナイト相に含まれる C+N量を 0. 16 fflass%以上 2 mass%以下とするのが好ましい。鋼組織のオーステナイト相に含まれる C+N量が 0. 16 mass %未満では十分な延性、深絞り性が得られず、一方、 2 m_aSS%を超えて含有するとは困難であるからである。なお好ましくは 0. 2〜2 mass%の範囲で含有させるのがよい。

このオーステナイト相中の C、 N量は、鋼の組成と焼鈍条件（温度、時間）を調整することによって行うことができる。鋼組織およぴ焼鈍条件とオーステナイト相中の（：、 N量の関係は一概にはいえないが、鋼組織中の Cr、 N量が多いときにはオーステナイト相中の N量が高まる場合が多く、また、鋼の成分組成が同 —の場合には、焼鈍条件によって決定されたオーステナイト相分率が低いほど、オーステナイト相中の（：、 N量が高まる場合が多いことなど経験的に得られた知識 5 001555 に基づいて適量の C、 Nを含有するようにすることができる。なお、オーステナイト相中の C、 Nの含有量の測定は、たとえば EPMAによりおこなうことができる。実施例 7

表 1 4 Aに示す成分組成を有する各種鋼を真空溶解あるいは窒素分圧を最大 0. 9 気圧までの範囲で制御した雰囲気下で溶製し、鋼スラブ（または鋼塊、铸塊）とした後、 1 2 5 0 °C加熱後，熱間圧延（1 0 〜 1 1パス）により 6達厚の熱延板を作製した。次いで、 1100°Cの焼鈍、表面切削による脱スケール後、冷間圧延

(室温）により 4. 5mmtの冷延板を作製した。得られた冷延板について 1050°Cで仕上げ焼鈍（空冷）を行い、冷延焼鈍板を作成した。

作成した冷延焼鈍板に対して、組織観察、耐食性の測定を行った。得られた結果を表 1 4 Aに併せて記す。なお、組織観察（オーステナイト相（ッ相）分率の測定）は、実施例 1と同様にして行った。耐粒界腐食性の測定'評価方法は下記の通りである。

<耐粒界腐食性の測定おょぴ評価 >

冷延焼鈍板をェメリー # 3 0 0番で表面研磨後、評価した。

• 試験溶液：硫酸銅 5水和物 1 0 0 m g及び硫酸 1 0 0 m lを水に加えて 1 0 0

0 m 1硫酸硫酸銅溶液を作成した。

• 試験方法：試験片を上記の沸騰溶液に 8時間浸漬し、取り出し後、曲げ半径 4 .

5 mm, 曲げ角度 9 0 ° で曲げを行い、曲げ部の割れ観察した。

表 1 4 Aより、本発明鋼の No. 1と 2は、粒界には、腐食による割れが無く、耐粒界腐食性に優れている。'一方、比較例の No. 3と 4では、粒界には、腐食による割れが観察された。

また、表 1 4 Bは、実施例 1の表 1および 2の鋼板の鋼 No. 5 〜 8について、上記の実施例と同じ方法で、耐粒界腐食性を評価したものである。いずれの鋼板も表 2で示した成形性はもとより、耐粒界腐食性に優れた鋼板が得られたことを示す。また、表 1 4Aの No. l，No. 2を用いて， 4. 5画まで熱延した熱延板（仕上げ温度 1000°C) ，あるいは、さらに 1050°Cで lmin間焼鈍した熱延焼鈍板についても上述の冷延焼鈍板と同様の方法で、オーステナイト相分率および、耐粒界腐食性の測定および評価を行った。その結果、熱延板のオーステナイト相分率は、それぞれ、 60%, 60%、熱延焼鈍板のオーステナイト相分率は、それぞれ、 58%， 59% であった。また、熱延板と熱延焼鈍板のいずれも、粒界には、腐食による割れが無く、耐粒界腐食性に優れていた。その結果、熱延板と熱延焼鈍板ともに、冷延焼鈍板と同様の性能が認められた。産業上の利用可能性

本発明のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼に関する技術は、鋼板に限定されるものではなく、例えば、厚板や形鋼、線棒、管等に適用した場合においても、本発明条件を満たすことにより、優れた延性，深絞り性に加えて、さらに、優れた張り出し性および，隙間腐食性，優れた溶接部耐食性，優れた耐粒界腐食性を得ることができる。

また、本発明鋼板は、自動車部材ゃ厨房機器，建築金具用等の素材として好適に用いることができる。

また、各種自動車部品や、厨房機器、建築金具用以外の用途でも、優れた延性，深絞り性，優れた張り出し性および，隙間腐食性，優れた溶接部耐食性，優れた耐粒界腐食性が要求される分野の材料として好適である。

鋼化学成分（mass%)

Να C N Si Mn P S Cr Ni Cu o

1 0.007 0.32 0.07 0.04 0.005 0.002 23.72 0.01 ― ―

2 0.100 0.31 0.05 0.04 0.005 0.002 24.01 ― ― ―

3 0.010 0.20 0.33 0.89 0.030 0.002 20.06 0.51 0.53 ―

4 0.010 0.24 0.36 0.98 0.028 0.002 21.01 0.55 0.49 ―

5 0.013 0.18 0.31 3.01 0.030 0.001 18.95 0.51 0.51 ―

6 0.012 0.22 0.25 2.88 0.029 0.001 19.93 0.51 0.52 ―

7 0.011 0.26 0.35 2.98 0.026 0.001 21.03 0.48 0.48 ―

8 0.010 0.30 0.30 3.00 0.028 0.002 22.10 0.49 0.51 ―

9 0.015 0.20 0.55 3.03 0.030 0.001 19.02 0.50 0.63 ―

10 0.018 0.23 0.54 3.03 0.029 0.002 20.11 0.50 0.61 ―

11 0.015 0.27 0.61 3.02 0.031 0.002 21.08 0.49 0.62 ―

12 0.007 0.23 0.35 4.88 0.029 0.002 19.38 0.47 0.51 ―

13 0.008 0.26 0.35 4.99 0.031 0.002 20.03 0.48 0.50 ―

14 0.008 0.29 0.31 4.99 0.028 0.002 20.53 0.63 0.53 ―

15 0.018 0.24 0.36 4.99 0.030 0.001 20.21 0.46 0.49 ―

16 0.033 0.16 0.34 4.99 0.029 0.001 18.81 0.48 0.50 ―

17 0.035 0.18 0.34 4.82 0.028 0.001 19.22 0.48 0.49 ―

18 0.054 0.22 0.33 4.90 0.029 0.001 20.33 0.46 0.50 ―

19 0.060 0.26 0.34 4.87 0.029 0.001 21.21 0.45 0.49 ―

20 0.065 0.31 0.35 4.85 0.028 0.001 22.37 0.46 0.49 ―

21 0.069 0.21 0.33 4.81 0.029 0.001 20.23 0.48 0.49 ―

22 0.110 0.17 0.34 4.81 0.030 0.001 20.32 0.45 0.49 ―

23 0.020 0.42 0.41 4.90 0.026 0.002 24.01 0.50 0.90 ―

24 0.017 0.26 0.34 4.42 0.030 0.001 20.45 0.12 2.03 ―

25 0.013 0.16 0.33 4.46 0.022 0.002 21.50 0.58 0.58 ―

26 0.019 0.24 0.35 4.48 0.023 0.003 20.01 ― ― ―

27 0.021 0.24 0.35 4.48 0.023 0.002 20.03 0.25 ― 一

28 0.018 0.24 0.35 4.48 0.022 0.003 19.95 ― 0.24 ―

29 0.020 0.22 0.34 4.49 0.023 0.002 16.91 0.25 0.24 3.02

30 0.013 0.19 0.51 3.01 0.028 0.002 18.89 1.51 ― ―

31 0.012 0.21 0.51 3.00 0.025 0.002 20.00 1.48 ― ―

32 0.010 0.23 0.49 2.98 0.021 0.002 21.12 1.51 ― ―

33 0.021 0.26 0.51 2.99 0.028 0.001 22.03 1.50 ― ―

34 0.019 0.15 0.48 2.88 0.031 0.001 20.03 1.51 2.11 一

35 0.013 0.24 0.31 2.88 0.028 0.002 17.11 1.50 0.50 3.12

36 0.020 0.20 0.48 0.99 0.029 0.002 20.50 2.60 一 ―

37 0.025 0.02 0.46 1.32 0.020 0.001 23.93 4.65 ― ―

38 0.031 0.02 0.48 1.39 0.020 0.001 22.51 6.10 ― ― 表 2 纖ォ- ォ-ステナイトキ目成分 as s % ) 撤

鋼び麟

？ MS 辦 C N Si Cr Ni Cu o C+N Md 備考

Να

(°C) (%) 絞り比

( ) (7) (7) (r) (r) (r) (r) (r) ( 7) (ァ） (r)

1 1150 29 0.01 0.80 一一 23.6 - 一 - 0.81 -147 38 2.2 発明例

2 1150 41 0.17 0.62 一一 22.7 一一 - 0.79 -125 39 2.2 麵

3 1050 46 0.02 0.36 0.3 0.9 19.0 0,6 0.7 - 0.38 67 50 2.3 麵

4 1050 45 0.02 0.46 0.3 1.0 20.2 0.7 0.6 - 0.48 4 52 2.3 発晒

5 1050 56 0.02 0.28 0.3 3.1 17.7 0.6 0.6 - 0.30 107 45 2.2 麵

6 1050 55 0.02 0.34 0.2 3.0 18.8 0.6 0.6 - 0.36 66 52 2.4 発嗍

7 1050 50 0.02 0.45 0.3 3.2 20.0 0.6 0.6 一 0.47 -4 52 2.3 麵

8 1050 48 0.02 0.54 0.3 3.2 21.2 0.6 0.6 - 0.56 -62 39 2.2 麵

9 1050 62 0.02 0.29 0.5 3.1 18.0 0.6 0.9 一 0.31 88 49 2.4 麵

10 1050 58 0.03 0.38 0.5 3.1 19.1 0.6 0.8 一 0.41 30 60 2.4 麵

11 1050 55 0.02 0.44 0.6 3.2 19.9 0.6 0.8 - 0.4S -6 55 2.4 麵

12 1050 61 0.01 0.34 0.3 5.0 18.2 0.6 0.6 一 0.35 62 55 2.3 麵

13 1050 60 0.01 0.38 0.3 5.1 18.9 0.6 0.6 - 0.39 33 61 2.4 麵

14 1050 62 0.01 0.44 0.3 5.4 19.6 0.9 0.6 - 0.45 -15 53 2.3 発明例

15 1050 58 0.03 0.37 0.3 6.0 19.0 0.6 0.6 一 Q.4B 20 59 2.4 発明例

16 1050 59 0.05 0.23 0.3 5.2 17.3 0.6 0.6 一 0.28- 105 39 2.2 発明例

17 1050 60 0.05 0.26 0.3 5.2 17.8 0.6 0.6 - 0.31 84 49 2.4 発嚷

18 1050 59 0.08 0.34 0.3 5.4 19.0 0.5 0.6 - 0.42 18 62 2.5 麵

19 1050 59 0.09 0.4D 0.3 5.5 20.0 0.5 0.6 一 0.49 - 29 48 2.4 麵

20 1050 57 0.10 0.51 0.3 5.6 21.3 0.5 0.6 - 0.61 -103 41 2.2 麵

21 1050 61 0.10 0.31 0.3 5.0 18.9 0.6 0.6 一 0.41 25 64 2.5 発明例

22 1050 60 0.16 0.26 0.3 5.0 18.8 0.5 0.6 一 0.42 24 64 2.5 麵

23 1050 56 0.03 0.69 0.4 5.1 23.0 0.6 1.1 - 0.72 -191 39 2.2 翻

24 1050 78 0.02 0.31 0.3 4.6 19.7 0.1 2.3 - 0.33 19 71 2.4 麵

25 1050 30 0.03 0.37 0.3 4.8 19.3 0.8 0.9 - 0.40 11 48 2.3 麵

26 1050 45 0.04 0.45 0.3 4.7 19.0 - - 一 0.49 23 51 2.3 発嚷

27 1050 48 0.03 0.44 0.3 4.7 19.0 0.3 - - 0.47 24 52 2.3 発嚷

28 1050 50 0.03 0.42 0.3 4.7 18.9 一 0.3 一 0.4S 35 53 2.3 発嚷

29 1050 46 0.04 0.42 0.3 4.8 16.3 0.3 0.3 2.2 0.46 15 50 2.4 麵

30 1050 61 0.02 0.28 0.5 3.1 17.8 1.7 一 - 0.30 90 48 2.4 麵

31 1050 54 0.02 0.34 0.5 3.1 18.8 1.8 - 一 0.36 45 53 2.4 麵

32 1050 47 0.02 0.42 0.4 3.1 19.5 1.8 - - 0.44 0 48 2.4 翻

33 1050 45 0.04 0.49 0.4 3.2 20.5 1.8 - - 0.53 -57 38 2.2 発議

34 1050 78 0.02 0.17 0.5 3.3 18.6 1.7 2.4 - 0.19 58 58 2.4 麵

35 1050 60 0.02 0.36 0.3 3.1 16.5 1.7 0.6 2.5 0.38 9 55 2.4 発嚷

36 1050 61 0.03 0.30 0.4 1.0 19.1 3.0 - - 0.33 38 53 2.4 発嚷

37 1050 30 0.05 0.05 0.4 1.5 19.1 6.8 .- - 040 30 25 1.7 譲

38 1050 60 0.04 0.03 0.4 1.5 19.2 7.8 - - 0.07 14 33 1.8 M

化学成分（脆 ss%)

備考

C Si Mn P S Cr Ni N Al 〇 V Mo Cu B Ca Mg 腿

1 0.003 0.41 0.63 0.028 0.0011 20.3 1.30 0.0035

0.030 0.70 1.91 0.029 0.0022 17.9 1.83 0.080 0.0051 0.058 発明鋼

0.021 0.54 1.06 0.031 0.0025 18.3 2.83 0.122 0.015 0.0043 発明鋼

4 10 33 0.0150 20.3 1.36 0.130 0.080 0.0021 0.011 発明鋼

0.010 0.55 8.45 0.030 0.0051 22.5 1.39 0.296 0.0035 0.055 発明鋼

0.035 0.45 1.55 0.030 0.0081 29.8 1.61 0.521 0.012 0.0081 0.121 発明鋼

0.110 0.55 1.31 0.028 0.0035 21.2 1.22 0.150 0.012 0.0033 翻鋼

0.020 0.55 0.43 0.027 0.0035 21.0 1.31 0.151 0.0032 3.11 発明鐧

0.011 0.81 0.88 0.030 0.0004 22.3 1.61 0.162 0.008 0.0015 0.0026 発明鋼

10 0.021 0.50 1.50 0.028 0.0026 22.5 0.161 0.013 0.0055 2.91 比糊 ϋ

11 0.031 0.36 0.81 0.031 0.0029 21.6 1.81 0.182 0.0026 2.13 発明鋼

12 0.031 0.53 1.10 0.029 0.0006 22.5 1.53 0.181 0.0013 0.0036 翻鋼

13 0.051 0.61 0.93 0.030 0.0011 22.9 1.46 0.181 0.0015 0.0028 翻鋼

14 0.026 0.36 0.58 0.030 0.0013 22.7 1.50 0.163 0.0031 0.0210 発明鋼

15 0.031 0.41 0.63 0.028 0.0013 1 1.31 0.101 0.0029

16 0.053 0.36 0.91 0.028 0.0036 39. 1.59 0.213 0.0031

注：下線部は本発明外であることを示す。また、一は、不可避的不純物レベルであることを示す。

表 4

注：下線部は本発明外であることを示す。表 5

2005/001555

表 6A 鋼板オーステナイトエリクセン値耐食性

番号分率 (YO1%) (mm) 母材部隙間部備考

1 66 ' 7.3 X X . 比較例

2 43 14.5 〇〇 - 発明例

3 47 14.7' 〇〇発明例'

4 43 14.2 〇〇発明例

5 29 13.1 〇〇発明例

6 49 14.8 〇〇 . 発明例

7 45 13.5 〇〇発明例

8 47 11.6 〇 X 比較例

9 50 10.6 X X 比較例

10 82 15.1 〇〇発明例

11 30 14.1 〇〇発明例

12 18 13.2 〇〇発明例

13 12 12.3 〇〇発明例

14 7 10.3 〇 o 比較例

15 0 8.2 〇. 〇比較例

16 43 14.4 . 〇〇発明例

17 53 14.5 〇〇発明例

18 48 ' 143 . 〇〇. 発明例

19 0 8.6 X X 比較例

20 53 8.7 〇〇比較例

21 100 13.9 X X 比較例

22 100 12.2 〇 X 比較例

23 37 13.7 〇〇発明例

24 43 14.2 〇〇発明例

25 40 14.0 〇〇発明例

26 35 13.0 〇〇発明例

表 6B

鋼番号オーステナ限界絞り耐食性耐食性備考ィト相分率比ズェリ母材部隙間部 (vol. %) セン値）

(mm) 表 1,2の 29 14.0 〇〇発明例鋼 o.1 表 1，2の 41 14.8 〇〇発明例鋼 No.2 表 1,2の 46 14.6 〇〇発明例鋼 No.3 表 1，2の 45 14.5 〇〇発明例鋼 No.4

表 9A

*〇：腐食なし、 X：腐食あり表 9 B 鋼番号オーステナイト相腐食発生有無備考

分率（vol. %) lOOmV 200mV 300mV

表 1， 2の鋼 No. 12 61 〇〇〇発明例表 1， 2の鋼 No. 13 60 〇〇〇発明例表 1, 2の鋼 No. 14 62 〇〇〇発明例表 1， 2の鋼 No. 15 58 〇〇〇発明例表 1， 2の鋼 o. 16 59 〇〇〇発明例表 1， 2の鋼 No. 17 60 〇〇〇発明例表 1， 2の鋼 No. 18 59 〇〇〇発明例表 1， 2の鋼 No. 19 59 〇〇〇発明例表 1， 2の鋼 No. 20 57 〇〇〇発明例表 1, 2の鋼 No. 21 61 〇〇〇発明例表 1, 2の鋼 o. 22 60 〇〇〇発明例表 1, 2の鋼 No. 23 56 〇〇〇発明例表 1, 2の鋼 o. 24 78 〇〇〇発明例表 1, 2の鋼 No. 25 30 〇〇〇癸明例表 1, 2の鋼 No. 26 45 〇〇〇発明例表 1, 2の鋼 No. 27 48 〇〇〇発明例表 1， 2の鋼 No. 28 50 〇〇〇発明例表 1， 2の鋼 o. 29 46 〇〇〇発明例 . 表 1 0

鋼板化学成分

番号 C Si Mn P S Cr Ni Cu Al V N 0 その他備考

31 0.021 0.41 5.01 0.013 0.0013 20.00 0.51 0.49 0.028 0.028 0.241 0.0031 ― 発明例

32 0.023 0.35 6.79 0.031 0.0010 19.88 0.48 0.55 0.001 0.033 0.238 0.0019 ― 発明例

33 0.024 0.28 4.89 0.033 0.0015 20.13 0.55 0.48 0.028 0.001 0.251 0.0031 ― 発明例

34 0.022 0.34 4.10 0.028 0.0013 20.21 0.48 0.46 0.001 0.001 0.244 0.0025 発明例

35 0.050 0,36 5.01 0.028 0.0009 20.25 0.47 0.55 0.025 0.054 0.216 0.0028 発明例

36 0.093 0.37 5.11 0.030 0.0022 19.55 0.46 0.53 0.028 0.025 0.183 0.0031 ― 発明例

37 0.110 0.39 4.99 0.033 0.0015 20.33 0.53 0.51 0.033 0.055 0.157 0.0029 ― 発明例

38 0.130 0.40 5.01 0.031 0.0016 20.25 0.46 0.50 0.028 0.033 0.137 0.0025 発明例

OS

SSSl00/S00∑;df/X3<I Zひ £ 0/S00Z OAV 19

££SI00/S00Zdf/X3d ひ SOOS OAV 表 1 3 吸収エネルギー鋼板オーステナイ卜

番号相分率 (vol %) 母材部溶接部

41 57 148 123

42 59 179 141

43 63 190 165

44 56 191 171

45 60 195 . 176

46 59 198 180

47 58 197 181

48 57 199 183

49 60 198 181

50 64 203 183

表 1 4A

表 1 4B

鋼番号オーステナイト相耐粒界腐食性備考分率 (vol.%)

表 1,2の鋼 No.5 56 割れ無し発明例表 1, 2の鋼 No.6 55 割れ無し発明例表 1, 2の鋼 No.7 50 割れ無し ' 発明例表 1, 2の鋼 No.8 48 割れ無し発明例

Claims

請求の範囲

1. フェライト相とオーステナイト相を含む金属組織からなり、上記オーステナィト相中の Cと Nの合計量が 0. 1 6〜 2mass。/。であり、上記オーステナイト相の体積分率が 1 0〜8 5%であるオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼。

2. 引張試験における全伸びが 48%以上である請求項 1のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼。 '

3. 上記ステンレス鋼は、 C： 0.2 mass f下、 Si： 4 mass f下、 Mn： 12 mass%以下、 P： 0.1 mass%以下、 S： 0.03 mass。/。以下、 C r ： 15 〜35 mass%、 Ni： 3 mass% 以下、 N : 0.05 〜0.6 mass。/。を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなる請求項 1または 2に記載のフェライト 'オーステナイト系ステンレス鋼。

4. 上記ステンレス鋼は、 Mn : 10mass%以下、 Ni： 1〜 3mass%を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなる請求項 3に記載のオーステナイト 'フェライト系ステンレス鋼。

5. 上記ステンレス鋼は、 Si： 1.2 mass%以下、 Mn： 2 mass%以下、 Ni： 1 mass%以下を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなる請求項 3に記載のフェライト ·オーステナイト系ステンレス岡。

6. 上記ステンレス鋼は、 Si： 1.2 mass%以下、 Mn： 4〜 1 2 mass%、 Ni： 1 mass%以下を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなる請求項 3に記載のフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼。

7. 上記ステンレスま岡は、 Si： 0.4 mass%以下、 Mn： 2〜4 mass%、 Ni： 1 mass% 以下を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなる請求項 3に記載のフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼。

8. 上記成分組成に加えてさらに Mo： 4 mass%以下、 Cu： 4 mass%以下のいずれか 1種又は 2種を含有する請求項 3〜 7に記載のフェライト 'オーステナイト系ステンレス鋼。

9. 上記成分組成に加えてさらに、 Vを 0.5mass%以下含有したものである請求項 3〜 8に記載のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼。

1 0. 上記成分組成に加えてさらに、 A1を 0.1_mass%以下含有したものである請求項 3〜 9に記載のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼。

1 1. 上記成分組成に加えてさらに、 B:0.01mass%以下、 Ca： 0.01mass%以下、 Mg： 0.01mass%以下、 REM： 0. lmass%以下、 Ti： 0.1%以下のいずれか 1種または 2種以上を含有したものであることを特徴とする請求項 3〜 1 0のいずれか 1項に記載のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼。

1 2. C： 0.2mass%以下、 Si: 4mass%以下、 Mn： 10mass%以下、 P ： 0. lmass% 以下、 S ： 0.03mass%以下、 Cr： 15〜35mass%、 Ni：：!〜 3mass%、 N： 0.05〜 0.6m_aSs%以下を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなるオーステナイト相とフェライト相との 2相ステンレス鋼板において、上記オーステナイト相中の C + Nを 0.16〜2mass%として、該オーステナイト相の面積率を 10〜δ5%としたことを特徴とする深絞り成形性に優れたオーステナイト ·フェライト系ステンレス ί 。 ·

1 3. C： 0.2 mass%以下、 Si： 1.2 mass%以下、 Mn： 2 mass%以下、 P： 0.1 mass%以下、 S： 0.03 mass%以下、 Cr： 15 mass%以上 35 mass%以下、 Ni： 1 mass%以下、 N : 0.05 mass%以上 0.6 mass%%以下、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、金属組織中のオーステナイト相分率が 10以上 85vol%以下であることを特徴とする張り出し成形性と耐隙間部腐食性が優れたフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼。

1 4 . C： 0. 2 mass%以下、 Si： 1. 2 mass%以下、 Mn： 4 mass%以上 12 mass% 以下、 P： 0. 1 mass%以下、 S： 0. 03 mass%以下、 C r ： 15 mass%以上 35 mass% 以下、 Ni： 1 mass%以下、 N： 0. 05 mass%以上 0. 6 mass%以下、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相分率が 10vol%以上 85vol%以下であることを特徴とする溶接部耐食性に優れたフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼。

1 5 . C： 0, 2 mass%以下、 Si： 0. 4 mass%以下、 Mn： 2〜4 mass%、 P： 0. 1 mass%以下、 S： 0. 03 mass%以下、 C r ： 15 mass%以上 35 mass。/。以下、 Ni： 1 mass%以下、 N： 0. 05 mass%以上 0. 6 mass%以下、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相分率が 10vol%以上 85vol%以下であることを特徴とする耐粒界腐食性に優れたフェライト ·オーステナイト系ステンレス鋼。

1 6 . 上記成分組成に加えてさらに Mo： 4 _mass%以下、 Cu： 4 ma_Ss%以下のいずれか 1種又は 2種を含有する請求項 1 2〜1 5に記載のフェライト 'オーステナィト系ステンレス鋼。

1 7 . 上記成分組成に加えてさらに、 Vを 0. 5ma_SS%以下含有したものである請求項 1 2〜1 6に記載のオーステナイト 'フェライト系ステンレス鋼。

1 8 . 上記成分組成に加えてさらに、 A1を 0. lmass %以下含有したものである請求項 1 2〜1 7に記載のオーステナイト ·フェライト系ステンレス鋼。

1 9 . 上記成分組成に加えてさらに、 B : 0. 01mas_S%以下、 Ca： 0. 01mass%以下、 Mg： 0. 01mass%以下、 REM： 0. lmass%以下、 Ti： 0. 1 mass%以下のいずれか 1種または 2種以上を含有したものであることを特徴とする請求項 1 2〜1 8のいずれか 1項に記載のオーステナイト 'フェライト系ステンレス鋼。

2 0 . オーステナイト相中の（C+N) 含有量が、質量比で、 0. 16以上 2%以下であることを特徴とする請求項 1 3〜1 9のいずれかに記載のフェライト ·オーステナイト系ステンレス岡。