WO2009093652A1 - 加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Junichi Hamada
Haruhiko Kajimura
Eiichiro Ishimaru
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Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a stainless steel plate mainly used as a structural member that requires strength and shock absorption performance, and a method of manufacturing the same, and more particularly to a front side member such as an automobile and a bus, a shock absorber such as a pillar and a bumper, and a suspension.
  • the present invention relates to a steel plate for a structural member such as a member, a railcar body, and a bicycle rim, and a method for manufacturing the same.
  • Patent Document 1 discloses an austenitic stainless steel that is excellent in shock absorption capability at a high strain rate, mainly for the purpose of being used as a structural member or reinforcing material for railway vehicles and general vehicles. This is a material containing 6 to 8% of Ni and having an austenite structure, and the strength is increased in high-speed deformation by forming a work-induced martensite phase during deformation.
  • a martensitic stainless steel sheet (for example, SUS420) that is strengthened by quenching does not contain Ni or has a lower Ni component than austenitic stainless steel, which is advantageous in terms of cost, but has a remarkable ductility. There is a problem that it is low and the toughness of the weld is extremely low. Since automobiles, buses, and railway vehicles have many welded structures, the reliability as a structure is greatly reduced when the welded part toughness is low.
  • Ferritic stainless steel plates are also advantageous over austenitic stainless steels in terms of cost, but are not suitable for members that require strength due to their low strength, and also absorb shock when deforming at high speed. Due to the low energy, it was impossible to improve the collision safety performance. That is, especially for high-strength stainless steel with a ferrite phase as the parent phase, the dynamic deformation characteristics in the high strain rate region at the time of vehicle collision have not been clarified. Therefore, stainless steel should be applied to the member that absorbs impact. Was a difficult situation.
  • martensitic stainless steel and ferritic stainless steel is remarkably low in terms of elongation compared to austenitic stainless steel, and high by utilizing means such as solid solution strengthening and precipitation strengthening (particle dispersion strengthening). Even if the strength is increased, there is a big problem that the structural member cannot be molded.
  • Patent Document 2 reduced the Ni, made the ferrite phase the parent phase, and made the martensite phase 5% or more as the main second phase.
  • the second phase is mainly a martensite phase, and since the strain-induced plasticity described later does not occur, the workability (elongation and work hardening characteristics) is remarkably low, and the member moldability is improved. There was a problem.
  • Patent Documents 3 and 4 disclose techniques related to austenitic and ferritic stainless steels having excellent formability. This is a technique for expressing so-called strain-induced plasticity, in which the austenite phase is transformed into a work-induced martensite phase during deformation in consideration of the volume fraction of the austenite phase and the component distribution of the austenite phase, and high ductility.
  • strain-induced plasticity in which the austenite phase is transformed into a work-induced martensite phase during deformation in consideration of the volume fraction of the austenite phase and the component distribution of the austenite phase, and high ductility.
  • work hardening characteristics are important in member molding, and strength and shock absorption performance are important as a structural member, whereas the techniques of Patent Documents 3 and 4 are sufficient. It wasn't something.
  • JP 2002-20843 A Japanese Patent Application No. 2006-350723 JP 2006-169622 A JP 2006-183129 A
  • an object of the present invention is to provide a stainless steel plate having a ferrite phase as a parent phase, which has high strength and excellent impact absorption characteristics during high-speed deformation, and excellent formability, and a method for producing the same. To do.
  • the present inventors conducted a metallographic study on the deformation mechanism when subjected to high-speed deformation and the elongation when subjected to low-speed tensile deformation in stainless steel having a ferrite phase as a parent phase. did. Then, an austenite phase is formed as the second phase in the ferrite matrix, and a martensitic transformation is caused by strain induction of the austenite phase at the time of deformation, thereby increasing the strength, improving the impact absorption energy at the time of high-speed deformation, and forming the member I have found a technology to improve the growth of time.
  • the element amount is adjusted in a steel component having a lower amount of Ni than a general austenitic stainless steel and having a ferrite phase as a parent phase, thereby obtaining a duplex stainless steel in which the austenite phase is metastable.
  • the work hardening rate and break elongation at the time of static deformation are improved as compared with ferritic stainless steel by strain-induced transformation in which the austenite phase is transformed into a martensite phase during deformation.
  • the strength at the time of static deformation the increase in work hardening rate, and strain-induced transformation, the deformation resistance at the time of dynamic deformation is increased to increase the impact absorption energy.
  • the steel of the present invention is used as a material for vehicle structural parts such as automobiles, buses, railway vehicles, and bicycles in particular. It can dramatically improve and contribute to lower costs than austenitic stainless steel.
  • the ferritic / austenitic stainless steel sheet for structural members having excellent workability and impact absorption characteristics of the present invention is C: 0.001 to 0.1%, N: 0.01 to 0.15%, Si: 0.01-2%, Mn: 0.1-10%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Ni: 0.5-5%, Cr: 10-25%, And Cu: 0.5 to 5%, Fe and unavoidable impurities as the balance, the parent phase is a ferrite phase, the austenite phase is 10% or more, processing up to 30% strain in the static tensile test The curing rate is 1000 MPa or more, and the static / dynamic difference at 10% deformation is 150 MPa or more.
  • Ti 0.5% or less
  • Nb 0.5% or less
  • V 0 in mass%.
  • One or two or more of 5% or less may be contained.
  • the average value of the yield strength and tensile strength in the static tensile test may be 500 MPa or more, and the elongation at break may be 40% or more.
  • the method for producing a ferritic / austenitic stainless steel sheet for structural members having excellent workability and shock absorption characteristics is expressed as follows: C: 0.001 to 0.1%, N: 0.01 to 0.00. 15%, Si: 0.01-2%, Mn: 0.1-10%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Ni: 0.5-5%, Cr: 10- 25% and Cu: 0.5 to 5%, and a step of annealing a cold-rolled sheet containing Fe and unavoidable impurities as a balance.
  • a holding temperature of 950 to 1150 ° C., and the cooling rate to 400 ° C. is 3 ° C./sec or more.
  • the dynamic tensile test is a high-speed tensile test of 10 3 / sec corresponding to the strain rate at the time of vehicle collision
  • the static tensile test is a strain rate of 10 ⁇ 3 to 10 ⁇ 2 / sec. It is a normal tensile test.
  • the static / dynamic difference is the difference between the stress at 10% strain in the dynamic tensile test and the stress at 10% strain in the static tensile test.
  • a ferritic / austenitic stainless steel sheet with excellent absorption characteristics can be provided. It also has excellent workability and high weight (high impact absorption characteristics)-high formability stainless steel, especially by applying it to structural members related to transportation such as automobiles, buses, and railways, thereby reducing weight. Social contributions such as environmental measures and collision safety improvements are much greater.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the austenite phase ratio and the static difference.
  • FIG. 2 is a diagram showing a stress-strain curve in a dynamic tensile test.
  • FIG. 3 is a diagram showing a stress-strain curve in a static tensile test.
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between true strain and work hardening rate in a static tensile test.
  • FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the static tensile strength ((YS + TS) / 2) and the static difference.
  • C is an element necessary for causing the austenite phase to remain and causing strain-induced transformation at the time of deformation, and the C content is 0.001% or more.
  • excessive C content deteriorates moldability and corrosion resistance, and a hard martensite phase is generated, so that manufacturability is deteriorated, so the upper limit is made 0.1%.
  • the C content is preferably 0.005 to 0.05%.
  • N is necessary for causing the austenite phase to remain and causing strain-induced transformation at the time of deformation, and is effective in increasing the strength and improving the corrosion resistance. Therefore, N is contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, when N is contained in a range of more than 0.15%, the hot workability is remarkably deteriorated and a problem occurs in manufacturability. Therefore, the upper limit is made 0.15%. In consideration of corrosion resistance and manufacturability, the N content is preferably 0.05 to 0.13%.
  • Si is a deoxidizing element and is a solid solution strengthening element that is effective for increasing the strength. Therefore, Si is contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, when Si is contained in a range of more than 2%, the ductility is drastically reduced, so the upper limit is made 2%. Further, considering the corrosion resistance and manufacturability, the Si content is preferably 0.05 to 0.5%.
  • Mn is a deoxidizing element, a solid solution strengthening element, and contains 0.1% or more of Mn in order to increase the stability of the austenite phase with a low Ni component.
  • Mn is contained in a range exceeding 10%, the corrosion resistance deteriorates, so the upper limit is made 10%.
  • the Mn content is preferably 1 to 6%.
  • the lower the P content Since P deteriorates workability, corrosion resistance, manufacturability, etc., the lower the P content, the more desirable, so the upper limit is made 0.05%. On the other hand, since the refining cost increases in order to reduce the P content, the lower limit is preferably set to 0.01%. In consideration of workability, the P content is preferably 0.01 to 0.03%.
  • the upper limit is made 0.01%.
  • the lower limit is preferably made 0.0001%.
  • the content of S is preferably 0.0005 to 0.009%.
  • Cr is added from the viewpoint of corrosion resistance, but in order to cause strain-induced plasticity of the austenite phase, Cr needs to be 10% or more. On the other hand, when Cr is contained in a range of more than 25%, the toughness is remarkably lowered, the manufacturability is deteriorated, and the impact characteristics of the welded portion are deteriorated. Therefore, the Cr content is set to 10 to 25%. Further, considering the manufacturing cost and weather resistance, the Cr content is preferably 13 to 23%.
  • Ni is a component that causes the austenite phase to remain in the product (steel plate), but in order to obtain a two-phase structure of ferrite and austenite phase in consideration of component costs, 5% is made the upper limit of the Ni content. If the Ni content is less than 0.5%, the toughness and corrosion resistance deteriorate, so the Ni content is preferably 0.5 to 3%.
  • Cu like Ni, is a component that retains the austenite phase in the product (steel plate), but in order to obtain a two-phase structure of ferrite and austenite in consideration of component costs, 5% is made the upper limit of the Cu content. . If the Cu content is less than 0.5%, the toughness and corrosion resistance deteriorate, so the Cu content is preferably 0.5 to 3%.
  • Ti, Nb, and V combine with C and N to prevent the formation of Cr carbonitrides and to suppress intergranular corrosion of welds, and are added as necessary.
  • Ti, Nb, and V are ferrite-forming elements, and when added excessively, the austenite phase is not generated, and the ductility is lowered, so the upper limit was made 0.5%.
  • each content of Ti, Nb, and V is preferably 0.05 to 0.3%. Is good.
  • Mo has the effect of improving corrosion resistance and is a solid solution strengthening element, and may be added as appropriate according to the level of corrosion resistance depending on the use environment. Excessive addition causes deterioration of workability and cost increase, so the upper limit was made 2%. If the content is less than 0.3%, the corrosion resistance may be lowered. Therefore, the Mo content is desirably 0.3 to 1.8%.
  • Al is an element which is effective for adding as a deoxidizing element, forming a nitride to improve workability, increasing strength by solid solution strengthening, and improving oxidation resistance. Excessive addition causes generation of surface flaws and deterioration of weldability, so the upper limit was made 5%. If it is less than 0.02%, the deoxidation time may be prolonged and the productivity may be lowered. Therefore, the Al content is preferably 0.02 to 1%.
  • B is an element effective for increasing the strength, and is an element that suppresses secondary processing cracks. Excessive addition leads to deterioration of the corrosion resistance of the weld and an increase in cost, so the upper limit was made 0.0030%. If the content is less than 0.0003%, the effect of suppressing secondary processing cracking may be reduced. Therefore, the B content is desirably 0.0003 to 0.0010%.
  • Ca may be added to fix S and improve hot workability.
  • the upper limit is made 0.01% in order to deteriorate the corrosion resistance. If it is less than 0.0005%, the fixation of S may be insufficient. Therefore, the Ca content is preferably 0.0005 to 0.001% from the viewpoint of manufacturability.
  • Mg may be added as a deoxidizing element. Moreover, Mg contributes to the improvement of manufacturability by refining ferrite grains, the improvement of surface defects called ridging, and the improvement of workability of welds. On the other hand, if over 0.01% is added, the corrosion resistance is significantly deteriorated, so 0.01% is made the upper limit. Note that when the content is less than 0.0003%, the structure control may be insufficient, so the Mg content is set to 0.0003% or more. In consideration of manufacturability, the Mg content is preferably 0.0003 to 0.002%.
  • FIG. 1 shows existing steel [SUS430 (0.05% C-0.3% Si-0.5% Mn-0.03% P-0.005% S-16% Cr-0.1% Ni-0 0.03% Cu-0.03% N), SUS316 (0.05% C-0.5% Si-0.9% Mn-0.02% P-0.001% S-12.5% Ni- 16.8% Cr-2.5% Mo-0.3% Cu-0.03% N), and SUS301L (0.02% C-0.6% Si-1.1% Mn-0.03%) P-0.001% S-7.1% Ni-17.5% Cr-0.2% Cu-0.13% N) etc.], in addition to 0.01% C-0.1% Si- This is a steel containing 0.03% P-0.002% S-21% Cr-0.5% Cu, and the static when the austenite phase ratio is changed by changing the contents of Mn, Ni, and N.
  • the static difference is an index indicating the deformation rate dependency of work hardening, and the difference between the stress value at 10% strain in the dynamic tensile test and the stress value at 10% strain in the static tensile test. That is, here, (the stress at the time of 10% strain when the dynamic tensile test is performed at a strain rate of 10 3 / sec) ⁇ (the static tensile test was performed at a strain rate of 10 ⁇ 3 to 10 ⁇ 2 / sec. Stress at the time of 10% strain).
  • the difference in static motion indicates how much it hardens when it is deformed at a high speed such as an automobile collision.
  • a larger value is preferable as a member for an impact absorbing structure.
  • the austenite phase ratio is small, the amount of strain-induced transformation during deformation is small, so that the increase in stress during static and dynamic deformation is small.
  • the austenite phase ratio is less than 10%, the static difference is less than 150 MPa. Therefore, the ratio of the austenite phase of the product (steel plate) is set to 10% or more. From the viewpoint of ductility, the upper limit of the austenite phase ratio is desirably 90% or less.
  • FIG. 2 shows the existing stainless steel and the present invention steel (0.01% C-0.1% Si-3% Mn-0.03% P-0.002% S-21% Cr-2% Ni-0). .5% Cu-0.1% N) shows a stress-strain curve during a dynamic tensile test. All are the results of a high-speed tensile test in the rolling direction at a strain rate of 10 3 / sec, using a cold-rolled / annealed plate having a thickness of 1.5 mm (annealing conditions will be described later). In the result of FIG. 2, the austenitic stainless steel has higher stress during high-speed deformation than SUS430, which is a ferritic stainless steel.
  • the steel according to the present invention has a higher stress absorption capacity than SUS301L, which exhibits the most excellent shock absorption characteristics of the existing steel, and has a very high shock absorption capacity.
  • a high stress means that the shock absorption value is high, and the shock absorption characteristics are excellent.
  • Tables 1 and 2 show the results of the static tensile test and the dynamic tensile test of the steel of the present invention and the existing steel (conventional steel).
  • the static motion difference at 10% deformation is defined as 150 MPa or more based on the static motion difference of SUS301L.
  • Tables 1 and 2 according to the present invention, it was possible to provide a steel having a high strength-high static difference that could not be achieved by a conventional steel utilizing a strain-induced martensite phase.
  • the upper limit of the static motion difference at the time of 10% deformation is not particularly defined, and it is preferably as high as possible.
  • FIG. 3 shows a stress-strain curve in a static tensile test.
  • the static tensile test was performed according to JIS Z2241.
  • the steel of the present invention shows a break elongation of 40% and a higher work hardening rate than SUS430, which is a ferritic stainless steel.
  • FIG. 4 shows the relationship between strain and work hardening rate.
  • the horizontal axis represents true strain ( ⁇ ), and d ⁇ / d ⁇ on the vertical axis represents the rate of change of true stress. Since the change rate of the true stress corresponds to the work hardening rate, it is better for the structural member to be higher.
  • the steel of the present invention exhibits higher work hardening characteristics than ferritic stainless steel.
  • the work hardening rate is increased in a high strain region during static deformation, and that the austenite phase undergoes work-induced transformation to cause strain-induced plasticity.
  • the work hardening rate varies depending on the strain range. However, if the minimum value of the work hardening rate is 1000 MPa or more in the range up to 30% strain, the work hardening characteristics are greatly improved, and the high strength during high-speed deformation is high. It is effective for conversion. From the above, in the present invention, the lower limit of the work hardening rate up to 30% strain in the static tensile test is set to 1000 MPa.
  • the stress at the time of plastic deformation is substituted by the average value of the proof stress (YP) and tensile strength (TS) in the static tensile test, and this is preferably 500 MPa or more, and the higher the better.
  • the present invention of Table 1 shows a high value of (YP + TS) / 2 as 583 MPa.
  • FIG. 5 shows 0.01% C-0.1% Si-0.03% P-0.002% S-21% Cr-0.5 in addition to existing steel (SUS430, SUS316, SUS301L, etc.).
  • the relationship between (YP + TS) / 2 and a static difference at the time of changing the austenite phase rate by changing the contents of Mn, Ni and N in steel containing% Cu is shown.
  • (YP + TS) / 2 is 500 MPa or more
  • the difference in static motion is 150 MPa or more. Therefore, (YP + TS) / 2 in the static tensile test is preferably 500 MPa or more.
  • the austenite phase is distorted during processing into a member in addition to exhibiting higher yield strength than ferritic stainless steel.
  • the work hardening rate is remarkably increased and the tensile strength is improved.
  • a strain-induced martensite phase is generated in a low strain region, thereby preventing dislocation movement and increasing stress.
  • the steel of the present invention can obtain high strength and high shock absorption characteristics by strain-induced transformation during deformation in addition to the two-phase formation of ferrite phase + austenite phase.
  • the steel of the present invention exhibits strain-induced plasticity due to deformation-induced martensitic transformation at the time of deformation. Therefore, the steel of the present invention has excellent high strength and high impact absorption performance and high elongation at break during static deformation.
  • the vehicle body structure is variously complicated, there is no problem in processing if the elongation (breaking elongation) is 40% or more.
  • the steel of the present invention produced a strain-induced martensite phase with a volume ratio of 10% in the static tensile test, and the elongation was as high as 45%.
  • the manufacturing method of the stainless steel plate of this invention has the process of annealing a cold rolled sheet.
  • the cold-rolled sheet has the same component composition as the above-described stainless steel sheet of the present invention, and is manufactured in a normal process. For example, steel having a desired chemical composition is melted and cast to form a slab, and this slab is hot-rolled to form a hot-rolled sheet. Next, the hot-rolled sheet is annealed and pickled, and then cold-rolled to produce a cold-rolled sheet. In the cold-rolled sheet annealing step, the cold-rolled sheet is heated, held at a predetermined temperature (holding temperature), and then cooled.
  • a predetermined temperature holding temperature
  • the holding temperature is 950 to 1150 ° C. or higher, and in the cooling after the holding, the cooling rate to 400 ° C. is 3 ° C./sec or higher.
  • the upper limit of the cooling rate is preferably 50 ° C./sec from the viewpoint of manufacturability and steel plate shape.
  • the holding temperature after heating may be maintained at a temperature at which 10% or more of the austenite phase is generated. However, if it is less than 950 ° C., an intermetallic compound called Cr carbonitride or ⁇ phase is precipitated, and the corrosion resistance and toughness are deteriorated.
  • the lower limit was 950 ° C. Further, when the temperature exceeds 1150 ° C., the austenite phase becomes less than 10% and the ferrite phase becomes coarse, and the formability and toughness are remarkably lowered. Therefore, the upper limit is set to 1150 ° C. Further, in the cooling after holding, when the cooling rate to 400 ° C.
  • the cooling rate to 400 ° C. is set to 3 ° C./sec or more.
  • the holding temperature is desirably 1000 to 1100 ° C.
  • the cooling rate to 400 ° C. is desirably 4 ° C./sec or more.
  • the manufacturing conditions a hot-rolling condition, hot-rolled sheet thickness, the annealing atmosphere of a hot-rolled sheet, annealing conditions, and cold-rolling conditions
  • the annealing atmosphere of a cold-rolled sheet Etc. may be appropriately selected. No special equipment is required for the pass schedule, cold rolling rate, and roll diameter in cold rolling, and existing equipment may be used efficiently. Further, temper rolling or tension leveler may be applied after cold rolling and annealing. Further, the thickness of the product (stainless steel plate) may be selected according to the thickness of the required member.
  • the steel of the present invention has a high average value of proof stress and tensile strength in a static tensile test of 500 MPa or more, a static difference of 150 MPa or more, and excellent shock absorption characteristics. Further, the elongation at break in the static tensile test is 40% or more, and the ductility is excellent. Furthermore, the work hardening rate up to 30% of the true strain is 1000 MPa or more, which is excellent in work hardening characteristics.
  • Steel No. 14 SUS301L is excellent in workability and impact absorption characteristics, but is a high Ni component, which increases the manufacturing cost and the steel material cost.
  • Steel No. 15 is SUS304.
  • 16 is SUS316, which is high in Ni and costly, and has a low static difference upon deformation by 10%.
  • Steel No. 17 is SUS430, and since Ni and Cu are out of range, an austenite phase does not occur. For this reason, elongation and static difference are remarkably low.
  • Steel No. No. 18 is a high-strength material with C off the upper limit, but its elongation and work hardening rate are low, and its static difference is also low.
  • Steel No. Since 19, 23, 25, and 29 are out of the scope of the present invention, the austenite phase ratio is less than 10%, and the elongation and static difference are low.
  • Steel No. In 18, 20, and 21, C, Si, and Cr are off the upper limit, respectively, and the elongation and work hardening rate are extremely low.
  • Steel No. In No. 21, Mn is off the lower limit, and the elongation and work hardening rate are remarkably low.
  • Steel No. In No. 24, Cu is outside the lower limit, the increase in strength during high-speed deformation is low, and the static difference is low.
  • Steel No. Nos. 26, 27, 28, and 30 have excessive addition of Nb, V, Mo, and B, respectively, and have low elongation and static difference.
  • Steel No. Components 31 and 32 are within the scope of the present invention, but the cold-rolled sheet annealing temperature and the cooling rate are outside the scope of the invention, resulting in a decrease in strength and a decrease in static motion difference.
  • a ferritic / austenitic stainless steel sheet having excellent shock absorption characteristics comparable to that of austenitic stainless steel.
  • it has excellent workability and excellent work hardening properties, and is a high strength (high shock absorption property) and high formability stainless steel, especially for automobiles, buses, railways, and other transportation structures. It can be applied to members and contributes to weight reduction and improved collision safety.

Abstract

　このステンレス鋼板は、質量％にて、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．１～１０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．５～５％、Ｃｒ：１０～２５％、及びＣｕ：０．５～５％を含有し、残部としてＦｅおよび不可避的不純物を含み、母相をフェライト相とし、オーステナイト相が１０％以上存在し、静的引張試験において３０％歪みまでの加工硬化率が１０００ＭＰａ以上であり、１０％変形時の静動差が１５０ＭＰａ以上である。このステンレス鋼板の製造方法は、保定温度を９５０～１１５０°Cとし、４００°Cまでの冷却速度を５°C／ｓｅｃ以上とする条件で、冷延板を焼鈍する工程を有する。

Description

加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
　本発明は、主として強度や衝撃吸収性能が必要な構造用部材として使用されるステンレス鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車及びバスなどのフロントサイドメンバー、ピラー、及びバンパーなどの衝撃吸収部材並びに足回り部材、鉄道車両の車体、及び自転車のリムなどの構造部材用の鋼板およびその製造方法に関する。
　本願は、２００８年１月２２日に出願された日本国特許出願第２００８－０１１９８４号及び２００９年１月１４日に出願された日本国特許出願第２００９－６０４６号に対し優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、環境問題の観点から、自動車、二輪車、バス、及び鉄道車両などの輸送機器の燃費向上が必須課題になってきている。その解決手段の一つとして、車体の軽量化が積極的に推進されている。車体の軽量化は、部材を形成する素材の軽量化、具体的には素材板厚の薄手化に依るものが大きいが、素材の板厚を薄くすると剛性や衝突安全性能が低下してしまう。
　衝突安全性向上の対策としては、部材を構成する材料の高強度化が有効であり、普通鋼の成分である高強度鋼板が自動車の衝撃吸収部材に適用されている。しかしながら、普通鋼は耐食性能が低いため、重塗装することが前提となっており、塗装しない部材もしくは軽塗装部材には適用できなかったり、重塗装によるコストアップが必須であった。一方、Ｃｒを含有するステンレス鋼を適用した場合、普通鋼に比べて大幅に耐食性が優位であるため、錆代の低減による軽量化や、塗装省略化が期待される。
　更に、衝突安全性向上に対しては、例えば車両の衝突を考えた場合、車両フレームに高い衝撃吸収能を有する材料を適用すれば、部材が圧壊変形することで衝撃を吸収し、車両内の人員に与える衝撃を緩和できる。即ち、車体軽量化による燃費向上、塗装簡略化、及び安全性の向上などのメリットが大きくなる。
　耐食性が要求される車両部材、例えば鉄道車両の構造部材としては、耐食性に優れたＳＵＳ３０１ＬやＳＵＳ３０４などの延性が高く、成形性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板が一般的に使用されている。
　特許文献１には、主として鉄道車両および一般車両の構造部材や補強材に使用することを目的として、高歪み速度での衝撃吸収能に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。これは、Ｎｉを６～８％含有し、オーステナイト組織を有する素材であり、変形時に加工誘起マルテンサイト相が生成することで高速変形において高強度化するものである。
　しかしながら、Ｎｉを多量に含有するためコスト高となる課題があり、また成分系や使用環境によっては応力腐食割れや時効割れが問題になる場合があり、汎用的な構造体として用いられるには必ずしも十分ではなかった。
　焼き入れにより高強度化するマルテンサイト系ステンレス鋼板（例えばＳＵＳ４２０）は、Ｎｉを含有しないか、又はオーステナイト系ステンレス鋼に比べて低Ｎｉ成分であり、コスト的には有利であるが、延性が著しく低く、溶接部の靭性が著しく低い問題がある。自動車、バス、及び鉄道車両には溶接構造が多いため、溶接部靭性が低い場合、構造物としての信頼性が大きく低下してしまう。
　フェライト系ステンレス鋼板（例えばＳＵＳ４３０）もコスト的にはオーステナイト系ステンレス鋼よりも有利であるが、強度が低いために強度が要求される部材には不適であり、また高速で変形する際の衝撃吸収エネルギーが低いために、衝突安全性能を向上させることは不可能であった。即ち、特に母相をフェライト相とする高強度ステンレス鋼について、車両衝突時の高歪み速度領域での動的変形特性は殆ど解明されていないため、衝撃を吸収する部材にステンレス鋼を適用することは困難な状況であった。
　更に、マルテンサイト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼の成形性は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて伸びの点で著しく低く、固溶強化や析出強化（粒子分散強化）などの手段を利用して高強度化しても、構造部材への成形ができないという大きな課題があった。
　他方、発明者は、特許文献２（本願出願時点において未公開）において、Ｎｉを節減するとともにフェライト相を母相とし、主な第２相としてマルテンサイト相を５％以上存在させた衝撃吸収特性に優れた構造部材用ステンレス鋼に関する技術を開示した。これは本発明と類似の発明であるが、第２相が主にマルテンサイト相であり、後述する歪み誘起塑性が生じないため加工性（伸び及び加工硬化特性）が著しく低く、部材成形性に問題があった。
　また、特許文献３、４には、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に関する技術が開示されている。これは、オーステナイト相の体積分率やオーステナイト相の成分分配を考慮し、変形時にオーステナイト相を加工誘起マルテンサイト相に変態させる、いわゆる歪み誘起塑性を発現させ、高延性を発現させる技術である。しかしながら、構造部材として適用する場合には、加工硬化特性が部材成形において重要であるとともに、構造部材としては強度や衝撃吸収性能が重要であるのに対して、特許文献３、４の技術は十分なものでは無かった。
特開２００２－２０８４３号公報 特願２００６－３５０７２３ 特開２００６－１６９６２２号公報 特開２００６－１８３１２９号公報
　上記のように、特にフェライト相を母相とするステンレス鋼板において、部材への成形性（特に伸び）を確保しつつ、高強度化して衝突安全性能を確保するための高速変形時の衝撃吸収エネルギーを向上させる技術は皆無であった。このようなことから、本発明は、高強度で高速変形時の衝撃吸収特性に優れ、かつ成形性にも優れたフェライト相を母相とするステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　上記課題を解決するために、本発明者らはフェライト相を母相とするステンレス鋼について、高速変形を受けた際の変形機構、及び低速引張変形を受ける場合の伸びに関する金属組織的研究を実施した。そして、フェライト母相に第２相としてオーステナイト相を形成させ、かつ変形時にオーステナイト相の歪み誘起によるマルテンサイト変態を生じさせて、高強度化、高速変形時の衝撃吸収エネルギーの向上、及び部材成形時の伸びの向上を並立させる技術を見出した。
　具体的には、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼よりも低いＮｉ量でフェライト相を母相とする鋼成分において元素量を調整してオーステナイト相が準安定な二相ステンレス鋼とする。これにより、変形中にオーステナイト相がマルテンサイト相に変態する歪み誘起変態によって、静的変形時の加工硬化率や破断伸びをフェライト系ステンレス鋼よりも向上させる。また、静的変形時の強度、加工硬化率の上昇および歪み誘起変態を利用して、動的変形時の変形抵抗を上昇させて衝撃吸収エネルギーを増大させる。
　これにより、本発明鋼を特に自動車、バス、鉄道車両、及び自転車などの車両構造部品の素材とすることにより、衝突時の衝撃を吸収し、かつ車体崩壊を最小限にして乗員の安全性を飛躍的に向上させるとともに、オーステナイト系ステンレス鋼よりも低コスト化に寄与できる。
　本発明の加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は、質量％にて、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．１～１０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．５～５％、Ｃｒ：１０～２５％、及びＣｕ：０．５～５％を含有し、残部としてＦｅおよび不可避的不純物を含み、母相をフェライト相とし、オーステナイト相が１０％以上存在し、静的引張試験において３０％歪みまでの加工硬化率が１０００ＭＰａ以上であり、１０％変形時の静動差が１５０ＭＰａ以上である。
　本発明の加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板では、さらに、質量％にて、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、及びＶ：０．５％以下のうち１種または２種以上を含有してもよい。
　さらに、質量％にて、Ｍｏ：２％以下、Ａｌ：５％以下、及びＢ：０．００３０％以下のうち１種または２種以上含有してもよい。
　さらに、質量％にて、Ｃａ：０．０１％以下、及びＭｇ：０．０１％以下のうちいずれか一方または両方を含有してもよい。
　静的引張試験における耐力と引張強度の平均値が５００ＭＰａ以上であり、かつ破断伸びが４０％以上であってもよい。
　本発明の加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法は、質量％にて、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．１～１０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．５～５％、Ｃｒ：１０～２５％、及びＣｕ：０．５～５％を含有し、残部としてＦｅおよび不可避的不純物を含む冷延板を焼鈍する工程を有し、前記冷延板の焼鈍工程において、保定温度を９５０～１１５０℃とし、４００℃までの冷却速度を３℃／ｓｅｃ以上とする。
　なお、動的引張試験とは、車両衝突時の歪み速度に対応する１０３／ｓｅｃの高速引張試験のことであり、静的引張試験とは、歪み速度が１０－３～１０－２／ｓｅｃとする通常の引張試験のことである。また、静動差とは、動的引張試験における１０％歪みにおける応力と静的引張試験における１０％歪みにおける応力の差のことである。
　以上の説明から明らかなように、本発明によれば、特にＮｉを多量に添加せずとも、第２相であるオーステナイト相の歪み誘起変態を生じさせることにより、オーステナイト系ステンレス鋼に匹敵する衝撃吸収特性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板を提供できる。また、加工性についても伸びに優れており、高強度（高衝撃吸収特性）－高成形性ステンレス鋼として、特に自動車、バス、及び鉄道等の運輸に関わる構造部材に適用することにより、軽量化による環境対策、及び衝突安全性向上など社会的寄与は格段に大きい。
図１は、オーステナイト相率と静動差の関係を示す図である。 図２は、動的引張試験における応力－歪み曲線を示す図である。 図３は、静的引張試験における応力－歪み曲線を示す図である。 図４は、静的引張試験における真歪みと加工硬化率の関係を示す図である。 図５は、静的引張強度（（ＹＳ＋ＴＳ）／２）と静動差の関係を示す図である。
　以下、本発明について詳細に説明する。
　まず、本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の鋼成分などの限定理由を述べる。
　Ｃは、オーステナイト相を残留させ、変形時の歪み誘起変態を生じさせるために必要な元素であり、Ｃの含有量を０．００１％以上とする。一方、過度なＣの含有は、成形性と耐食性を劣化させるとともに、硬質なマルテンサイト相が生成し、製造性を劣化させるために、上限を０．１％とする。更に製造性や加工性を考慮すると、Ｃの含有量は０．００５～０．０５％が望ましい。
　Ｎは、オーステナイト相を残留させ、変形時の歪み誘起変態を生じさせるために必要であるとともに、高強度化や耐食性の向上に有効であるため、Ｎを０．０１％以上含有させる。一方、Ｎを０．１５％超の範囲で含有させた場合、熱間加工性が著しく劣化し、製造性に問題が生じるため、上限を０．１５％とする。更に耐食性や製造性を考慮すると、Ｎの含有量は０．０５～０．１３％が望ましい。
　Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、固溶強化元素で高強度化に有効な元素であるため、Ｓｉを０．０１％以上含有させる。一方、Ｓｉを２％超の範囲で含有させた場合、急激に延性が低下するため、上限を２％とする。更に、耐食性や製造性を考慮すると、Ｓｉの含有量は０．０５～０．５％が望ましい。
　Ｍｎは、脱酸元素であるとともに、固溶強化元素であるとともに、低Ｎｉ成分にてオーステナイト相の安定度を上げるため、Ｍｎを０．１％以上含有させる。Ｍｎを１０％超の範囲で含有させた場合、耐食性が劣化するため、上限を１０％とする。更に、製造性やコストを考慮すると、Ｍｎの含有量は１～６％が望ましい。
　Ｐは、加工性、耐食性、製造性等を劣化させるため、Ｐの含有量は低いほど望ましいので上限を０．０５％とする。一方、Ｐの含有量を低減するには精錬コストが増加するため、下限を０．０１％とするのが好適である。加工性を考慮すると、Ｐの含有量は０．０１～０．０３％が望ましい。
　Ｓは、Ｍｎと結合して耐食性を劣化させるため、Ｓの含有量は低いほど望ましいので上限を０．０１％とする。一方、Ｓを低減するには精錬コストが増加するため、下限を０．０００１％とするのが好適である。製造コストを考慮すると、Ｓの含有量は０．０００５～０．００９％が望ましい。
　Ｃｒは、耐食性の観点から添加されるが、オーステナイト相の歪み誘起塑性を生じさせるためには、Ｃｒは１０％以上必要である。一方、Ｃｒを２５％超の範囲で含有させた場合、靭性が著しく低下し、製造性を劣化させたり、溶接部の衝撃特性が劣化するため、Ｃｒの含有量を１０～２５％とした。更に、製造コストや耐銹性を考慮するとＣｒの含有量は１３～２３％が望ましい。
　Ｎｉは、製品（鋼板）にオーステナイト相を残留させる成分であるが、成分コストを考慮してフェライト・オーステナイト相の２相組織とするために、５％をＮｉの含有量の上限とする。Ｎｉの含有量が０．５％未満になると、靭性低下や耐食性が劣化するため、Ｎｉの含有量は０．５～３％が望ましい。
　ＣｕもＮｉ同様、製品（鋼板）にオーステナイト相を残留させる成分であるが、成分コストを考慮してフェライト・オーステナイト相の２相組織とするために、５％をＣｕの含有量の上限とする。Ｃｕの含有量が０．５％未満になると、靭性低下や耐食性が劣化するため、Ｃｕの含有量は０．５～３％が望ましい。
　本発明では、上記に述べた成分を基本成分として含有するが、以下に述べる成分を選択的に含有させてもよい。
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、Ｃ、Ｎと結合しＣｒ炭窒化物の生成を防止し、溶接部の粒界腐食を抑制するため、必要に応じて添加する。但し、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、フェライト生成元素であり、過度な添加によって、オーステナイト相が生成しなくなり、また延性を低下させるため、上限をそれぞれ０．５％とした。なお、それぞれが０．０５％未満になると、Ｃ、Ｎの固定が不十分になることがあるため、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶのそれぞれの含有量は、望ましくは０．０５～０．３％が良い。
　Ｍｏは、耐食性を向上させる効果を有し、また固溶強化元素であり、使用環境による耐食性レベルに応じて適宜添加すれば良い。過度な添加は、加工性の劣化やコスト増になるため、上限を２％とした。なお、０．３％未満になると、耐食性低下が生じることがあるため、Ｍｏの含有量は、望ましくは０．３～１．８％が良い。
　Ａｌは、脱酸元素として添加されたり、また窒化物を形成し加工性を向上させたり、固溶強化による高強度化、及び耐酸化性の向上に有効な元素である。過度な添加は、表面疵の発生や溶接性の劣化をもたらすために上限を５％とした。なお、０．０２％未満では、脱酸時間が延びて生産性が低下することがあるため、Ａｌの含有量は、望ましくは０．０２～１％が良い。
　Ｂは、高強度化に有効な元素であり、また２次加工割れを抑制する元素である。過度な添加は、溶接部の耐食性の劣化やコスト増につながるため、上限を０．００３０％とした。なお、０．０００３％未満では、２次加工割れ抑制効果が少なくなることがあるため、Ｂの含有量は、望ましくは０．０００３～０．００１０％が良い。
　Ｃａは、Ｓを固定し熱間加工性を向上させるために添加される場合がある。一方、Ｃａを０．０１％超の範囲で含有させた場合、耐食性を劣化させるために、上限を０．０１％とする。なお、０．０００５％未満では、Ｓの固定が不十分になることがあるため、製造性の観点からＣａの含有量は０．０００５～０．００１％が望ましい。
　Ｍｇは、脱酸元素として添加する場合がある。またＭｇは、フェライト粒の微細化による製造性の向上、リジングと呼ばれる表面欠陥の改善、及び溶接部の加工性向上に寄与する。一方、０．０１％超の添加は、耐食性が著しく劣化することから、０．０１％を上限とする。なお、０．０００３％未満では、組織制御が不十分であることがあるため、Ｍｇの含有量を０．０００３％以上とする。製造性を考慮すると、Ｍｇの含有量は０．０００３～０．００２％が望ましい。
　本発明においては、部材への成形性に加えて、高速で衝撃を受ける際の衝撃吸収エネルギーがポイントである。車体衝突時の衝撃は、構造部材に加えられるため、部材を形成する材料の衝撃吸収能が重要である。これまで、部材成形性及び高歪み速度での衝撃吸収エネルギー、及び変形応力の上昇を考慮したフェライト相を母相とする高強度ステンレス鋼の提供は試みが無く、従って、車両設計までなされていない状態であった。
　車両用の構造部材は、ハット型成形品に代表される角形断面が大半であり、このような高速圧壊変形における吸収エネルギーは、１０％までの歪み域で吸収される（「自動車材料の高速変形に関する研究会成果報告書（平成１３年３月）」日本鉄鋼協会編、ｐ１２）。また、車両衝突時の歪み速度は１０３／ｓｅｃという極めて高い歪み速度に対応する。
　これらより、高速変形特性の評価として、１０３／ｓｅｃで引張試験を行い、動的引張試験とした。この際、１０％歪みまでの吸収エネルギーを応力及び歪みから求めた。何％の歪までの吸収エネルギーを指標とするかは部材形状に依存するが、上記の「自動車材料の高速変形に関する研究会成果報告書（平成１３年３月）」日本鉄鋼協会編、ｐ１２に記載されているように、自動車のフロントサイドメンバー等の部位では、１０％歪までの吸収エネルギーが妥当とされている。
　また、動的引張試験における耐力を求め、動的耐力を得た。一方、通常の引張試験（歪み速度１０－３～１０－２／ｓｅｃ）で得られる耐力を求め、静的耐力とした。
　図１は、既存鋼［ＳＵＳ４３０（０．０５％Ｃ－０．３％Ｓｉ－０．５％Ｍｎ－０．０３％Ｐ－０．００５％Ｓ－１６％Ｃｒ－０．１％Ｎｉ－０．０３％Ｃｕ－０．０３％Ｎ）、ＳＵＳ３１６（０．０５％Ｃ－０．５％Ｓｉ－０．９％Ｍｎ－０．０２％Ｐ－０．００１％Ｓ－１２．５％Ｎｉ－１６．８％Ｃｒ－２．５％Ｍｏ－０．３％Ｃｕ－０．０３％Ｎ）、及びＳＵＳ３０１Ｌ（０．０２％Ｃ－０．６％Ｓｉ－１．１％Ｍｎ－０．０３％Ｐ－０．００１％Ｓ－７．１％Ｎｉ－１７．５％Ｃｒ－０．２％Ｃｕ－０．１３％Ｎ）など］に加えて、０．０１％Ｃ－０．１％Ｓｉ－０．０３％Ｐ－０．００２％Ｓ－２１％Ｃｒ－０．５％Ｃｕを含有する鋼で、Ｍｎ、Ｎｉ、およびＮの含有量を変化させてオーステナイト相率を変化させた場合の静動差の結果を示す。
　ここで、静動差は、加工硬化の変形速度依存性を示す指標であり、動的引張試験における１０％歪み時の応力値と、静的引張試験における１０％歪み時の応力値との差、即ち、ここでは（１０３／ｓｅｃの歪み速度で動的引張試験をした際の１０％歪み時の応力）－（１０－３～１０－２／ｓｅｃの歪み速度で静的引張試験をした際の１０％歪み時の応力）である。
　静動差は、自動車の衝突のような高速で変形した際にどれくらい硬化するかを示すため、この値が大きい値ほど衝撃吸収構造用部材として好ましい。
　オーステナイト相率が少ないと、変形中の歪み誘起変態量が少なくなるため、静的および動的変形中の応力の上昇が少ない。オーステナイト相率が１０％未満では、静動差が１５０ＭＰａ未満となる。よって、製品（鋼板）のオーステナイト相の比率を１０％以上とした。尚、延性の観点からオーステナイト相率の上限は９０％以下が望ましい。
　図２は、既存のステンレス鋼と本発明鋼（０．０１％Ｃ－０．１％Ｓｉ－３％Ｍｎ－０．０３％Ｐ－０．００２％Ｓ－２１％Ｃｒ－２％Ｎｉ－０．５％Ｃｕ－０．１％Ｎ）の動的引張試験時の応力－歪み曲線を示す。いずれも１．５ｍｍ厚の冷延・焼鈍板（焼鈍条件は後述する）で、歪速度１０３／ｓｅｃで圧延方向に高速引張試験をした結果である。
　この図２の結果では、フェライト系ステンレス鋼であるＳＵＳ４３０に比べて、オーステナイト系ステンレス鋼の方が、高速変形時の応力は高い。また、オーステナイト系ステンレス鋼においては、歪み誘起変態が生じるＳＵＳ３０１Ｌの方が、歪み誘起変態が生じ難いＳＵＳ３１６よりも応力が高い。これに対して、本発明鋼は、既存鋼で最も優れた衝撃吸収特性を示すＳＵＳ３０１Ｌよりも低歪み域（～３０％程度）の応力は高く、極めて衝撃吸収能力が高い。応力が高いということは、衝撃吸収値が高くなるため、衝撃吸収特性に優れる。
　表１，２は、本発明鋼及び既存鋼（従来の鋼）の静的引張試験及び動的引張試験の結果を示す。本発明では、ＳＵＳ３０１Ｌの静動差を基準として１０％変形時の静動差を１５０ＭＰａ以上と規定した。表１，２に示されたように、本発明では、歪み誘起によるマルテンサイト相を活用した従来の鋼では到達できなかった高い強度－高い静動差を有する鋼を提供することを可能とした。なお、１０％変形時の静動差の上限は特に定めることなく、高ければ高い方が好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　図３は、静的引張試験における応力－歪み曲線を示す。なお、静的引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して行った。本発明鋼は、破断伸び４０％を示しているとともに、フェライト系ステンレス鋼であるＳＵＳ４３０に比べて加工硬化率が高いことがわかる。
　図４は、歪みと加工硬化率の関係を示す。横軸は真歪み（ε）を示し、縦軸のｄσ／ｄεは、真応力の変化率を示す。この真応力の変化率は、加工硬化率に対応するため、構造部材としては高い方が良い。これより、本発明鋼はフェライト系ステンレス鋼よりも高加工硬化特性を示す。また、本発明鋼では、静的変形時は高歪み域で加工硬化率が上昇しており、オーステナイト相が加工誘起変態をおこして、歪み誘起塑性が生じていることがわかる。
　静的引張試験において歪み範囲により加工硬化率は変化するが、３０％歪みまでの範囲で加工硬化率の最小値が１０００ＭＰａ以上あれば、大幅に加工硬化特性が改善され、高速変形時の高強度化に有効である。以上のことから、本発明では、静的引張試験において３０％歪みまでの加工硬化率の下限を１０００ＭＰａとしたが、高ければ高い方が好ましい。
　高強度化による衝撃吸収特性の向上には、耐力及び引張強度の高強度化が有効であるが、耐力だけの増加や引張強度だけの増加では、高速変形時の応力が上昇しない場合がある。１０％歪みの静動差を上昇させるためには、塑性変形過程の応力を全体的に向上させるのが望ましい。
　本発明では、静的引張試験における耐力（ＹＰ）と引張強度（ＴＳ）の平均値で塑性変形時の応力を代用し、これが５００ＭＰａ以上であることが好ましく、高ければ高い方が良い。
　表１の本発明は（ＹＰ＋ＴＳ）／２が５８３ＭＰａと高い値を示す。
　図５は、既存鋼（ＳＵＳ４３０、ＳＵＳ３１６、及びＳＵＳ３０１Ｌなど）に加えて、０．０１％Ｃ－０．１％Ｓｉ－０．０３％Ｐ－０．００２％Ｓ－２１％Ｃｒ－０．５％Ｃｕを含有する鋼で、Ｍｎ、ＮｉおよびＮの含有量を変化させてオーステナイト相率を変化させた場合の（ＹＰ＋ＴＳ）／２と静動差の関係を示す。
　（ＹＰ＋ＴＳ）／２が５００ＭＰａ以上において、静動差が１５０ＭＰａ以上となることから、静的引張試験における（ＹＰ＋ＴＳ）／２を５００ＭＰａ以上とすることが好ましい。
　本発明では、母相をフェライト相とし、第２相としてオーステナイト相が生成した複相組織であるため、フェライト系ステンレス鋼よりも高耐力を示すことに加え、部材への加工時にオーステナイト相が歪み誘起変態により硬質なマルテンサイト相に変態することで加工硬化率が著しく上昇し、引張強度が向上する。高速変形時には低歪み域で歪み誘起マルテンサイト相が生じることで転位の移動を妨げ、応力が高くなる。本発明の鋼は、フェライト相＋オーステナイト相の２相化に加え、変形時の歪み誘起変態により、高強度・高衝撃吸収特性を得ることができる。
　高強度化に伴い静的変形時の伸びが低下すると、構造部材への成形が困難になる。前述の如く、本発明鋼は、変形時の加工誘起マルテンサイト変態による歪み誘起塑性が生じるため、高強度・高衝撃吸収性能が優れると共に、静的変形時の破断伸びが高い。車体構造は種々複雑であるが、伸び（破断伸び）が４０％以上あれば、加工上、問題が無い。先述した表２に示すように、本発明鋼は、静的引張試験において体積率で１０％の歪み誘起マルテンサイト相が生成しており、伸びも４５％と高い。
　次に、本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。
　本発明のステンレス鋼板の製造方法は、冷延板を焼鈍する工程を有する。
　冷延板は、前述した本発明のステンレス鋼板と同様の成分組成を有し、通常の工程にて製造される。例えば、所望の化学組成の鋼を溶製し鋳造してスラブとし、このスラブを熱間圧延して熱延板とする。次いで熱延板に焼鈍・酸洗を施した後、冷間圧延することによって、冷延板が製造される。
　冷延板の焼鈍工程では、冷延板を加熱後、所定の温度（保定温度）に保定し、次いで冷却する。本発明では、保定温度を９５０～１１５０℃以上とし、保定後の冷却では、４００℃までの冷却速度を３℃／ｓｅｃ以上とする。冷却速度の上限値は、製造性や鋼板形状の観点から、５０℃／ｓｅｃが望ましい。
　加熱後の保定温度は、オーステナイト相を１０％以上生成させる温度で保定すれば良いが、９５０℃未満ではＣｒ炭窒化物やσ相と呼ばれる金属間化合物が析出し、耐食性や靭性を劣化させるため、下限を９５０℃とした。また、１１５０℃超の場合、オーステナイト相が１０％未満になるとともにフェライト相が粗大化し、成形性や靭性を著しく低下するため、上限を１１５０℃とした。
　また、保定後の冷却において、４００℃までの冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満では、上記の炭窒化物や金属間化合物が生成するとともに、オーステナイト相中への炭素、窒素などの元素が拡散して歪み誘起変態が生じず、優れた加工性や衝撃吸収性能が得られない場合がある。よって、４００℃までの冷却速度を３℃／ｓｅｃ以上とする。製造性を考慮すると、保定温度は１０００～１１００℃が望ましく、４００℃までの冷却速度は４℃／ｓｅｃ以上が望ましい。
　なお、本発明におけるステンレス鋼板の製造方法において、冷延板の製造条件（熱延条件、熱延板厚、熱延板の焼鈍雰囲気や焼鈍条件、及び冷延条件）および冷延板の焼鈍雰囲気などは、適宜選択すれば良い。冷延におけるパススケジュールや冷延率、ロール径についても特別な設備を必要とせず、既設設備を効率的に使用すれば良い。
　また、冷延・焼鈍後に調質圧延やテンションレベラーを付与しても構わない。更に、製品（ステンレス鋼板）の板厚についても、要求部材の厚さに応じて選択すれば良い。
　以下に、本発明を実施例により具体的に説明する。
　表３，４に示す化学組成の鋼を溶製し鋳造してスラブとし、得られたスラブを熱間圧延して熱延板とした。次いで熱延板に焼鈍・酸洗を施した後、１．５ｍｍ厚まで冷間圧延して冷延板とした。得られた冷延板を表５の条件で焼鈍し、さらに酸洗を施して製品板（ステンレス鋼板）とした。
　このようにして得られた製品板に対して、上記の静的引張試験と動的引張試験を行った。
　また、金属組織については以下のように観察して評価した。板厚中心層近傍の組織をエッチングにより現出させ、光学顕微鏡を用いて観察し、写真撮影した。そして画像解析装置を用いて、金属組織の写真中の第２相であるオーステナイト相の面積分率を求め、オーステナイト相の相率（生成比率）とした。
　得られた結果を表５～８に示す。なお、表中、下線を付した値は、本発明で規定の範囲から外れている値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表６～８から明らかなように、本発明の鋼は、静的引張試験における耐力と引張強度の平均値が５００ＭＰａ以上と高く、静動差が１５０ＭＰａ以上あり、衝撃吸収特性に優れている。また、静的引張試験における破断伸びが４０％以上であり、延性に優れている。さらに、真歪み３０％までの加工硬化率が１０００ＭＰａ以上と加工硬化特性にも優れている。
　一方、比較鋼については、鋼Ｎｏ．１４のＳＵＳ３０１Ｌは、加工性や衝撃吸収特性に優れているが、高Ｎｉ成分であり、製造コストや鋼材コストが高くなる。
　鋼Ｎｏ．１５はＳＵＳ３０４であり、鋼Ｎｏ．１６はＳＵＳ３１６であるが、高Ｎｉでコスト高であるとともに、１０％変形時の静動差が低い。
　鋼Ｎｏ．１７は、ＳＵＳ４３０であり、ＮｉやＣｕが範囲外であるため、オーステナイト相が生じない。このため、伸びや静動差が著しく低い。
　鋼Ｎｏ．１８は、Ｃが上限外れで高強度材であるが、伸びと加工硬化率が低く、静動差も低い。
　鋼Ｎｏ．１９、２３、２５、２９は、成分が本発明範囲から外れるため、オーステナイト相率が１０％未満であり、伸びや静動差が低い。
　鋼Ｎｏ．１８、２０、２１は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｃｒが上限外れで、伸びと加工硬化率が著しく低い。
　鋼Ｎｏ．２１は、Ｍｎが下限外れで、伸びと加工硬化率が著しく低い。
　鋼Ｎｏ．２４は、Ｃｕが下限外れで、高速変形時の強度上昇が低くなり、静動差が低い。
　鋼Ｎｏ．２６、２７、２８、３０は、それぞれＮｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｂが過剰に添加されており、伸びや静動差が低い。
　鋼Ｎｏ．３１、３２は、成分が本発明範囲内であるが、冷延板焼鈍温度と冷却速度が発明範囲外であり、強度低下が生じて静動差が低くなる。
　本発明によれば、オーステナイト系ステンレス鋼に匹敵する衝撃吸収特性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板を提供できる。また、加工性についても伸びに優れ、かつ加工硬化特性にも優れており、高強度（高衝撃吸収特性）で高成形性のステンレス鋼として、特に自動車、バス、及び鉄道等の運輸に関わる構造部材に適用でき、軽量化及び衝突安全性の向上などに寄与できる。

Claims (6)

  1. 　質量％にて、
    　Ｃ：０．００１～０．１％、
    　Ｎ：０．０１～０．１５％、
    　Ｓｉ：０．０１～２％、
    　Ｍｎ：０．１～１０％、
    　Ｐ：０．０５％以下、
    　Ｓ：０．０１％以下、
    　Ｎｉ：０．５～５％、
    　Ｃｒ：１０～２５％、及び
    　Ｃｕ：０．５～５％を含有し、
    　残部としてＦｅおよび不可避的不純物を含み、
    　母相をフェライト相とし、オーステナイト相が１０％以上存在し、
    　静的引張試験において３０％歪みまでの加工硬化率が１０００ＭＰａ以上であり、
    　１０％変形時の静動差が１５０ＭＰａ以上であることを特徴とする加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
  2. 　さらに、質量％にて、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、及びＶ：０．５％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
  3. 　さらに、質量％にて、Ｍｏ：２％以下、Ａｌ：５％以下、及びＢ：０．００３０％以下のうち１種または２種以上含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
  4. 　さらに、質量％にて、Ｃａ：０．０１％以下、及びＭｇ：０．０１％以下のうちいずれか一方または両方を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の衝撃吸収特性に優れた加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
  5. 　静的引張試験における耐力と引張強度の平均値が５００ＭＰａ以上であり、かつ破断伸びが４０％以上であることを特徴とする請求項１～４のいずれかに記載の加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
  6. 　質量％にて、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．１～１０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．５～５％、Ｃｒ：１０～２５％、及びＣｕ：０．５～５％を含有し、残部としてＦｅおよび不可避的不純物を含む冷延板を焼鈍する工程を有し、
    　前記冷延板の焼鈍工程において、保定温度を９５０～１１５０℃とし、４００℃までの冷却速度を３℃／ｓｅｃ以上とすることを特徴とする請求項１～５のいずれかに記載の加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
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