WO2011062152A1 - 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

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Sumitomo Metal Industries Ltd
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to an austenitic stainless steel sheet and a method for producing the same, and more specifically to an austenitic stainless steel sheet for a spring having both high strength and excellent formability and a method for producing the same.
  • SUS301 AISI301
  • TRIP transformation-induced plasticity
  • Patent Document 2 C: 0.08% or less, Si: 3.0% or less, Mn: 4.0% or less, Ni: 4.0 to 10.0%, Cr: 13.0 to 20.0 %, N: 0.06 to 0.30%, O: 0.007% or less, and the M value is 40 or more, and stainless steel excellent in spring characteristics and fatigue characteristics of the processed part is disclosed. .
  • Patent Document 3 C: 0.03% or less, Si: more than 1.0%, 3.0% or less, Mn: 4.0% or less, Ni: 4.0 to 10.0%, Cr: 13. Molding workability, including 0 to 20.0%, N: not more than 0.30%, S: not more than 0.01%, O: not more than 0.007%, and the M value is in the range of 30 to 100 Stainless steel with excellent fatigue properties is disclosed.
  • Patent Document 4 discloses a high-strength spring material based on SUS301L having a low C and a high N, specifically, C: 0.03% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% And having a chemical composition including Cr: 16.0 to 18.0%, Ni: 6.0 to 8.0%, N: 0.25% or less, Nb: 0 to 0.30%, and Refining with a reduction ratio of 30% or more to stainless steel having a structure consisting of 50% or more and less than 100% recrystallized grains with an average grain size of 5 ⁇ m or less, and an unrecrystallized portion exceeding 0% and 50% or less.
  • a stainless steel having a double phase structure of martensite and the remaining austenite or a martensite single phase structure with an area ratio of 40% or more obtained by rolling is disclosed.
  • the stainless steel disclosed in Patent Document 4 is formed into a metal structure including a work-induced martensite structure by temper rolling, and then formed into a predetermined shape and further subjected to an aging treatment, whereby fine chromium-based martensite is formed. Nitride is deposited. By utilizing the precipitation strengthening at that time, the strength can be increased without adding a new process.
  • the present invention provides C: 0.01 to 0.15%, Si: 3.0% or less, Mn: 3.0% or less, Cr: 10.0 to 30.0%, Ni: 4. It contains 0 to 20.0%, N: 0.40% or less, has a chemical composition consisting of the balance Fe and impurities, and has an austenite amount ⁇ s (%) in the steel plate surface portion and an austenite amount in the center portion of the steel plate thickness.
  • Austenitic stainless steel characterized in that ⁇ c (%) satisfies ( ⁇ s + ⁇ c) / 2 ⁇ 55 and ⁇ s / ⁇ c ⁇ 0.10, and the balance mainly has a metal structure which is a work-induced martensite structure. It is a steel plate.
  • the austenite amount ⁇ s (%) of the steel plate surface portion means the volume ratio (%) of austenite contained in the region (referred to as the steel plate surface portion) from the outermost surface of the steel plate to a depth position of 10 ⁇ m in the plate thickness direction.
  • the austenite amount ⁇ c (%) at the center of the plate thickness is an area (plate) from the surface of one side of the steel plate cut to half the original plate thickness by mechanical polishing and chemical polishing to a depth position of 10 ⁇ m in the plate thickness direction. It means the volume ratio (%) of austenite contained in the thickness center portion).
  • the chemical composition is replaced with a part of Fe, 1) At least one of Mo: 3.0% or less and Cu: 3.0% or less, and / or 2) Ti: 0.50% or less, Nb: 0.50% or less, and V: 1.0% or less
  • At least one of Mo: 3.0% or less and Cu: 3.0% or less and / or 2) Ti: 0.50% or less
  • Nb 0.50% or less
  • V 1.0% or less
  • One or more selected from the group consisting of Can further be included.
  • the present invention provides a cold rolled annealed material by cold rolling and annealing the obtained hot rolled steel sheet after hot rolling the steel material having the above chemical composition.
  • a method for producing an austenitic stainless steel sheet characterized by subjecting an annealed material to temper rolling at a rolling reduction (%) / 10 pass or more.
  • the cold rolled annealed material before temper rolling has an average austenite grain size of 5 ⁇ m or less.
  • the present invention provides an austenitic stainless steel plate having both high strength and excellent formability and a method for producing the same.
  • Explanatory drawing which shows an example of the process which the austenitic stainless steel plate which concerns on this invention receives after temper rolling.
  • Explanatory drawing which shows an example of the relationship of the distribution of the thickness direction of the austenite amount after temper rolling, and a moldability.
  • Explanatory drawing which shows a moldability evaluation method.
  • the austenitic stainless steel sheet according to the present invention is a cold-rolled steel sheet subjected to temper rolling. As shown in FIG. 1, this austenitic stainless steel sheet is subjected to a forming process after temper rolling, and then subjected to an aging treatment as necessary to obtain products (eg, various springs) and Is done.
  • products eg, various springs
  • the above-described problem of insufficient strength can be solved by superimposing the strengthening of the martensite phase by increasing the C content and further the precipitation strengthening utilizing Cr 2 N.
  • the average value of the austenite amount ⁇ s (%) of the steel plate surface portion and the austenite amount ⁇ c (%) of the center portion of the plate thickness that is, the value of ( ⁇ s + ⁇ c) / 2 (hereinafter, this value is referred to as the average austenite amount). 55 or less.
  • ⁇ s and ⁇ c are as defined above.
  • FIG. 2 is an explanatory diagram showing an example of the relationship between the distribution in the thickness direction of the austenite amount after temper rolling and the formability.
  • the formability can be greatly improved by changing the distribution of the austenite amount after temper rolling in the thickness direction. Specifically, by increasing the amount of austenite remaining on the steel sheet surface after temper rolling, a work-induced martensitic transformation occurs in the steel sheet surface part that undergoes the greatest deformation during the subsequent forming process, and a sufficient TRIP effect is exhibited. Thereby, excellent moldability is obtained.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention can have both high strength and excellent formability.
  • the processing heat generation of the steel sheet in temper rolling increases as the rolling reduction per pass increases, so the surface temperature of the steel sheet cooled by rolling oil is significantly lower than the temperature at the center of the plate thickness.
  • the amount of martensite generated on the steel sheet surface during rolling in the next pass is significantly increased, the amount of austenite on the steel sheet surface portion is greatly reduced.
  • the amount of austenite remaining on the steel sheet surface after temper rolling can be increased by increasing the number of passes of temper rolling and reducing the reduction amount per pass to suppress heat generation. Thereby, distribution of the thickness direction of the austenite amount desirable for the subsequent forming process can be achieved.
  • the austenite amount ⁇ s (%) at the surface portion of the steel sheet after temper rolling and the austenite amount ⁇ c (%) at the center portion of the plate thickness satisfy the condition of ⁇ s / ⁇ c ⁇ 0.10.
  • a sufficient TRIP effect is exhibited in the steel plate surface portion that is most greatly deformed during the subsequent forming process, and the formability is improved.
  • the present invention is based on the fact that “the martensite phase is strengthened by increasing the C content and the precipitation strength strengthening by Cr 2 N is superposed and the distribution of the austenite content in the thickness direction is optimized. Based on the technical idea that an austenitic stainless steel sheet that satisfies the requirements as a material for spring parts that are reduced in size and weight can be obtained.
  • Chemical composition C 0.01 to 0.15% C is a solid solution strengthening element and is extremely effective for strengthening the martensite phase generated by cold working, so the C content is set to 0.01% or more. However, if the amount of C is excessive, coarse carbides are produced in the production process and formability and corrosion resistance deteriorate, so the C content is set to 0.15% or less. The C content is desirably 0.03% or more.
  • Si 3.0% or less
  • Si is a solid solution strengthening element and contributes to increasing the strength of steel and is also used as a deoxidizing material during melting.
  • Si content is 3.0% or less, Preferably it is 2.8% or less.
  • Mn 3.0% or less Mn is used as a deoxidizer during melting. Further, Mn is an austenite stabilizing element and is contained in an appropriate amount in consideration of balance with other elements. However, if the Mn content is excessive, a coarse Mn compound is produced in the production process, and the coarse Mn compound becomes a starting point of destruction, and the moldability deteriorates. Therefore, the Mn content is 3.0% or less, and desirably 2.8% or less.
  • Cr 10.0 to 30.0%
  • Cr is a basic element of stainless steel, and by containing 10.0% or more, Cr has an effect of forming a passive film on the surface of the steel material to enhance corrosion resistance. Further, when the steel is aged, it precipitates as fine Cr 2 N, thereby contributing to improvement of the strength of the steel.
  • Cr is a ferrite-forming element, if the Cr content is excessive, ⁇ -ferrite is generated at a high temperature, and the hot workability of the steel is significantly deteriorated. Therefore, the Cr content is 10.0% or more and 30.0% or less, and desirably 12.0% or more and 25.0% or less.
  • Ni 4.0 to 20.0%
  • Ni is a basic element of austenitic stainless steel, and in order to stably obtain an austenitic phase having an excellent strength-ductility balance at room temperature, 4.0% or more of Ni is contained. However, if the Ni content is excessive, the austenite phase becomes too stable and the processing-induced martensitic transformation is suppressed, so that high strength cannot be obtained. Therefore, the Ni content is 4.0% or more and 20.0% or less, and preferably 4.5% or more and 18.0% or less.
  • N 0.40% or less
  • N is a solid solution strengthening element and contributes to improving the strength of steel. Also, upon aging of the steel, even by precipitation as fine Cr 2 N, which contributes to increasing the strength of steel. However, if the N content is excessive, it becomes easy to induce ear cracks during hot working. Therefore, the N content is 0.40% or less, preferably 0.05% or more and 0.30% or less.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention may further contain the following optional additive elements as necessary.
  • One or both of Mo: 3.0% or less and Cu: 3.0% or less Mo and Cu are elements that contribute to increasing the strength of the steel sheet by precipitating fine intermetallic compounds during aging treatment. , May be included as necessary.
  • Mo 3.0% or less
  • Cu 3.0% or less
  • Mo and Cu are elements that contribute to increasing the strength of the steel sheet by precipitating fine intermetallic compounds during aging treatment. , May be included as necessary.
  • both the Mo content and the Cu content are 3.0% or less, and desirably both are 2.8% or less.
  • Ti, Nb and V are fine carbides or nitrides in the manufacturing process. Since it contributes to the increase in strength of the steel sheet by precipitation strengthening, it may be contained as necessary. However, if the content of these elements is excessive, coarse carbides and nitrides are formed, which become the starting points of fracture during deformation and significantly deteriorate the moldability. Therefore, Ti content and Nb content shall be 0.5% or less, and V content shall be 1.0% or less. Desirably, the Ti content and the Nb content are 0.4% or less, and the V content is 0.8% or less.
  • the balance other than those described above is Fe and impurities. Typical impurities include P: 0.05% or less, S: 0.03% or less, and the like.
  • the average austenite amount which is the average value of the austenite amount ⁇ s at the surface portion of the steel sheet and the austenite amount ⁇ c at the central portion of the plate thickness, is 55% or less, and the balance is mainly high-strength work-induced martensite. High strength steel can be obtained by sighting.
  • the average austenite amount is desirably 50% or less, more desirably 45% or less, still more desirably 40% or less, and most desirably 35% or less.
  • the lower limit of the average austenite amount is not particularly specified, but if the austenite is extremely small, a sufficient TRIP effect may not be obtained on the surface of the steel sheet during the forming process, so it is preferably 5% or more, more preferably 7 More than 5%.
  • the ratio of the austenite amount ⁇ s of the steel sheet surface portion to the austenite amount ⁇ c at the center portion of the plate thickness ( ⁇ s / ⁇ c ratio) is set to 0.10 or more, thereby forming the plate. Even on the steel sheet surface that is sometimes subjected to the greatest deformation, the TRIP effect accompanying the work-induced martensitic transformation of austenite is sufficiently exhibited, and excellent formability is obtained.
  • the ⁇ s / ⁇ c ratio is desirably 0.2 or more, more desirably 0.3 or more, still more desirably 0.5 or more, and most desirably 0.6 or more.
  • the balance other than austenite of the metal structure mainly consists of a processing-induced martensite phase.
  • This work-induced martensite is generated by temper rolling a steel sheet annealed after cold rolling. Therefore, the austenitic stainless steel sheet of the present invention is a temper rolled material.
  • “Consisting of mainly processing-induced martensite phase” means that processing-induced martensite accounts for 50% by volume or more of the balance other than austenite.
  • the metal structure is substantially austenite and work-induced martensite, and the other phases are fine precipitates (carbide, nitride, carbonitride). Etc., but the amount is slight.
  • Crystal grain size of austenite grains before temper rolling 5 ⁇ m or less Refinement of crystal grains is known as a strengthening method in which the deterioration of the ductility of the steel is small, and is also an effective strengthening method in the stainless steel targeted by the present invention It is.
  • the crystal grain size of the austenite grains of the steel sheet (cold-rolled annealed material) before temper rolling be 5 ⁇ m or less.
  • the obtained hot-rolled steel sheet is cold-rolled and annealed to obtain a cold-rolled annealed material.
  • the austenitic stainless steel sheet according to the present invention described above can be manufactured by subjecting the cold-rolled annealed material to temper rolling at a rolling reduction (%) / 10 or more passes.
  • Hot rolling, cold rolling and annealing may all be performed according to conventional methods.
  • the cold rolling is preferably performed about 1 to 3 times so that the total rolling reduction is about 30 to 90%, and annealing is performed when a predetermined total rolling reduction is obtained. Multiple passes of cold rolling and annealing can be repeated. It does not specifically limit regarding the frequency
  • the austenite grain average grain size of the cold rolled annealed material used for the next temper rolling is made a fine metal structure of 5 ⁇ m or less, the formability becomes particularly good. Therefore, it is preferable.
  • the temper rolling is strengthened in order to make maximum use of the strengthening caused by work-induced martensite.
  • the total rolling reduction is preferably 40% or more, more preferably 50% or more, and most preferably 60% or more.
  • the upper limit of the total rolling reduction is not particularly specified, but is usually less than 100%, preferably 90% or less.
  • the present inventor has obtained a number of passes that gives a total reduction ratio (%) / 10 or more, as shown in Equation (3). It was confirmed that the ⁇ c / ⁇ s ratio was 0.10 or more by performing temper rolling. Therefore, temper rolling is performed with the total number of reductions (%) in temper rolling / 10 passes. For example, when the total rolling reduction of temper rolling is 65%, the number of passes is 7 or more.
  • Formula (3) Number of temper rolling passes ⁇ Total temper rolling reduction ratio (%) / 10
  • the rolling reduction in each pass of temper rolling is substantially the same. Therefore, it is desirable that the rolling reduction in each temper rolling pass is 10% or less. Increasing the number of passes unnecessarily deteriorates work efficiency, so the number of passes should be within the range from the smallest number of passes to satisfy the total reduction ratio (%) / 10 to the number of passes that is two passes more than that. Is preferred.
  • Table 1 shows the chemical components of the stainless steel used in this example.
  • Steels A to F are invention steels that satisfy the components specified in the present invention, and steels G to M are comparative steels that do not satisfy the components specified in the present invention.
  • Table 2 shows the manufacturing conditions and test results of steel sheets manufactured using steels A to M.
  • Steel plates 1 to 8 are steel plates that satisfy the provisions of the present invention, and steel plates 9 to 18 are comparative steel plates that do not satisfy the prescriptions of the present invention.
  • a steel material having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a normal atmospheric melting furnace to obtain a 17 kg steel ingot.
  • the steel ingot is hot rolled and annealed to form a hot rolled steel sheet having a thickness of 6.0 mm, and then cold rolled and annealed on the hot rolled steel sheet 1 to 3 times to obtain a thickness of 0.8 to A 4.0 mm cold-rolled annealed material was obtained.
  • the cold-rolled annealed material was subjected to temper rolling with a plurality of passes, and finally a thin plate having a thickness of 0.4 mm was obtained.
  • the temper rolling was performed under the condition that the rolling reduction rate of each pass was equal.
  • the crystal grain size of the austenite grain was calculated from the nominal grain size of the austenite grain from the scanning micrograph after corrosion of the cross section of the specimen taken from the cold rolled annealed material before temper rolling.
  • the amount of austenite was calculated from the steel plate surface portion of the test piece collected from the temper-rolled steel plate and the plate thickness center portion surface cut by mechanical polishing and chemical polishing. For the calculation, an integrated intensity ratio obtained by X-ray diffraction measurement and a scanning micrograph after etching were used. In Table 2, the amount of austenite at the surface portion of the steel sheet is denoted by ⁇ s, and the amount of austenite at the center surface of the plate thickness is denoted by ⁇ c.
  • FIG. 3 is an explanatory view showing a formability evaluation method.
  • a shallow drawing process as shown in FIG. 3 was applied to a 100 mm square test piece taken from the temper rolled steel sheet. After that, the corners were observed with an optical microscope, ⁇ if no crack was confirmed, ⁇ if no continuous crack was confirmed, or if a continuous crack was confirmed, or fractured was marked with x.
  • the tensile strength was measured based on JISZ 2241 using a JIS-13B tensile test specimen taken from a steel sheet after temper rolling or after aging treatment. Along with the measured value, a case where the tensile strength exceeds 1500 N / mm 2 is indicated as ⁇ , and a case where the tensile strength is not reached is indicated as ⁇ .
  • Steel plates 1 to 8 in Table 2 are steel plates of the present invention and have excellent formability and high strength. Moreover, by comparing the steel plates 1 and 2, it was confirmed that particularly high strength was obtained by the precipitation of fine Cr 2 N during the aging treatment. In addition, it was confirmed that the steel plates 3 and 4 having a crystal grain size after annealing of 5 ⁇ m or less obtained particularly high strength and excellent formability.
  • Steel plates 9 to 18 are comparative examples in which the chemical composition or production conditions are outside the range defined in the present invention.
  • Steel sheets 9 to 11 have a ⁇ s / ⁇ c of less than 0.1 and high strength is obtained, but the formability is poor.
  • the steel plate 7 and the steel plate 10 or the steel plate 8 and the steel plate 11 are compared, the steel plates 7 and 8 have both high strength and formability, but the steel plates 10 and 11 have high strength but have poor formability.
  • the steel plate 12 has a C content and an N content exceeding the range of the present invention, and coarse carbonitrides are produced, so that the formability is extremely poor.
  • the steel plate 13 has a C content below the range of the present invention, and has a low strength even after aging treatment. Moreover, since ⁇ s / ⁇ c is less than 0.1, the moldability is also poor.
  • the steel sheet 14 has a Cr content and a Ni content exceeding the range of the present invention, and the average value of ⁇ s and ⁇ c exceeds 55, so that the strength is low even after aging treatment.
  • the steel sheet 15 has poor formability because the Cr content and Ni content are below the range of the present invention and ⁇ s / ⁇ c is less than 0.1.
  • the steel plate 16 has a Si content and a Mn content exceeding the range of the present invention, and the average value of ⁇ s and ⁇ c exceeds 55, so that the strength is low even after aging treatment. In addition, coarse Si compounds and Mn compounds are produced, and the moldability is poor.
  • the steel plate 17 has a Mo content and a Cu content exceeding the range of the present invention, and the average value of ⁇ s and ⁇ c exceeds 55, so that the strength is small even after aging treatment. In addition, coarse intermetallic compounds are produced and formability is also poor.
  • the steel plate 18 has a Ti content exceeding the range of the present invention, and coarse TiN is produced, resulting in poor formability.

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Abstract

　高強度と優れた成形性とを兼備するばね用オーステナイト系ステンレス鋼板は、Ｃ：０.０１～０.１５％、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：３.０％以下、Ｃｒ：１０.０～３０.０％、Ｎｉ：４.０～２０.０％、Ｎ：０.４％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）、および板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）が、（γｓ＋γｃ）／２≦５５、かつγｓ／γｃ≧０.１を満足し、かつ残部が主に加工誘起マルテンサイト組織である金属組織を有する。

Description

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、オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関し、より具体的には、高強度と優れた成形性とを兼備するばね用オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関する。
　電子機器、原子力設備、自動車部品等において板ばね、ぜんまい、筐体、皿ばね、ドームスイッチ等として使用されるばね材には、素材の薄肉化を実現するための高強度と、所定の製品形状に加工するための優れた成形性とが要求される。
　これまでこれらの用途に適用されてきた材料は、準安定オーステナイト系ステンレス鋼に属するＳＵＳ３０１（ＡＩＳＩ３０１）系ステンレス鋼であった。ＳＵＳ３０１系ステンレス鋼は、冷間加工時に変形部が硬質な加工誘起マルテンサイトに変態するため、比較的容易に高強度を得ることができるのに加え、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果によって局所変形が抑制されるため、優れた成形性も得ることができる。このようなばね材は、例えば下記特許文献１～３に開示されている。
　特許文献１には、Ｃ：０.０３％以下（本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する）、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：２.５％以下、Ｎｉ：４.０～１０.０％、Ｃｒ：１３.０～２０.０％、Ｎ：０.０６～０.３０％、Ｓ：０.０１％以下、Ｏ：０.００７％以下を含み、Ｍ値＝３３０－（４８０×Ｃ）－（２×Ｓｉ）－（１０×Ｍｎ）－（１４×Ｎｉ）－（５.７×Ｃｒ）－（３２０×Ｎ）が３０以上である、成形加工性に優れたステンレス鋼が開示されている。
　特許文献２には、Ｃ：０.０８％以下、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：４.０％以下、Ｎｉ：４.０～１０.０％、Ｃｒ：１３.０～２０.０％、Ｎ：０.０６～０.３０％、Ｏ：０.００７％以下を含み、前記Ｍ値が４０以上である、ばね特性および加工部の疲労特性に優れたステンレス鋼が開示されている。
　特許文献３には、Ｃ：０.０３％以下、Ｓｉ：１.０％超３.０％以下、Ｍｎ：４.０％以下、Ｎｉ：４.０～１０.０％、Ｃｒ：１３.０～２０.０％、Ｎ：０.３０％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｏ：０.００７％以下を含み、上記Ｍ値が３０～１００の範囲内である、成形加工性および疲労特性に優れたステンレス鋼が開示されている。
　特許文献１～３に開示されているステンレス鋼はいずれも、熱間圧延後の冷間圧延を５０％以上の圧延率で行い、その後、平均結晶粒径１０μｍ以下の微細均一再結晶粒を生ずるように比較的低温および短時間の仕上げ焼鈍を施し、最後に調質圧延することにより製造される。すなわち、これらはいずれも、成形性の劣化が小さい強化機構である結晶粒微細化を活用して所定の強度特性を得ようとするものである。しかし、近年、ばね材に要求される強度が向上しているため、特許文献１～３に開示されたステンレス鋼では製品に要求される強度が不足する場合があった。
　下記特許文献４には、低Ｃ、高ＮのＳＵＳ３０１Ｌをベースとした高強度ばね材、具体的には、Ｃ：０.０３％以下、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：２.０％以下、Ｃｒ：１６.０～１８.０％、Ｎｉ：６.０～８.０％、Ｎ：０.２５％以下、Ｎｂ：０～０.３０％を含む化学組成を有し、かつ、面積率で平均粒径５μｍ以下の再結晶粒５０％以上、１００％未満と、未再結晶部０％超、５０％以下とからなる組織を有するステンレス鋼に、圧下率３０％以上の調質圧延を施すことにより得られた、面積率４０％以上のマルテンサイトと残部オーステナイトとの複相組織またはマルテンサイト単相組織を有するステンレス鋼が開示されている。
　特許文献４に開示されたステンレス鋼は、調質圧延によって加工誘起マルテンサイト組織を含む金属組織とした後、所定の形状に成形し、さらに時効処理を行うことで、マルテンサイトに微細なクロム系窒化物を析出させる。その時の析出強化を活用することによって、新たな工程を加えることなく高強度化を図ることができる。
特開平４－２１４８４１号公報 特開平５－２７９８０２号公報 特開平５－１１７８１３号公報 特許第４３２１０６６号明細書
　しかし、製品の小型化や性能の向上のために、現在でも、ばね材にはさらなる高強度化と成形性の向上とが要求されている。このため、特許文献４に開示されたステンレス鋼であっても、最新の製品に要求される性能を十分に満足できない場合がある。
　１側面において、本発明は、Ｃ：０.０１～０.１５％、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：３.０％以下、Ｃｒ：１０.０～３０.０％、Ｎｉ：４.０～２０.０％、Ｎ：０.４０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）と鋼板の板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）が、（γｓ＋γｃ）／２≦５５、かつγｓ／γｃ≧０.１０を満足し、かつ残部が主に加工誘起マルテンサイト組織である金属組織を有することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板である。
　ここで、鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）とは、鋼板の最表面から板厚方向１０μｍの深さ位置までの領域（鋼板表面部という）に含まれるオーステナイトの体積率（％）を意味する。一方、板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）とは、鋼板の片面を機械研磨と化学研磨によって元の板厚の半分まで削った面から板厚方向１０μｍの深さ位置までの領域（板厚中心部）に含まれるオーステナイトの体積率（％）を意味する。
　本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板において、前記化学組成はＦｅの一部に代えて、
　１）Ｍｏ：３.０％以下およびＣｕ：３.０％以下の少なくとも１種、ならびに／または
　２）Ｔｉ：０.５０％以下、Ｎｂ：０.５０％以下およびＶ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種もしくは２種以上、
をさらに含むことができる。
　別の側面からは、本発明は、上記化学組成を有する鋼素材に熱間圧延を行った後、得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を行って冷延焼鈍材とし、この冷延焼鈍材に圧下率（％）／１０以上のパス回数で調質圧延を施すことを特徴とする、オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法である。
　前記方法において、調質圧延前の冷延焼鈍材はオーステナイト粒の平均結晶粒径が5μｍ以下であることが好ましい。
　本発明により、高強度と優れた成形性とを兼備するオーステナイト系ステンレス鋼板とその製造方法が提供される。
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板が、調質圧延以降に受ける処理工程の一例を示す説明図。 調質圧延後のオーステナイト量の板厚方向の分布と、成形性との関係の一例を示す説明図。 成形性評価法を示す説明図。
　添付図面を参照しながら本発明をより詳しく説明する。
　本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、調質圧延を施された冷延鋼板である。図１に示すように、このオーステナイト系ステンレス鋼板は、調質圧延後に、成形加工を施して所望の形状とし、その後、必要に応じて時効処理を施して、製品（例、各種のばね）とされる。
　本発明者は、固溶強化元素であるＣの含有量を増加させることにより、調質圧延で生成する加工誘起マルテンサイト組織が強化され、鋼の高強度化を図れると考えた。上述した強度不足の問題点は、このＣ含有量の増加によるマルテンサイト相の強化と、さらにＣｒ2Ｎを活用した析出強化との重畳によって解決することができる。
　このとき、加工誘起マルテンサイト量が少なく、オーステナイトが多く残存していると、所定の強度を得られない。そのため、鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）と板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）との平均値、すなわち、（γｓ＋γｃ）／２の値（以下、この値を平均オーステナイト量という）を５５以下とする。γｓとγｃは上に定義した通りである。
　本発明者はまた、高強度化によって低下する成形性を向上させるため、オーステナイト量の板厚方向分布の制御が有効であると考えた。図２は、調質圧延後のオーステナイト量の板厚方向の分布と、成形性との関係の一例を示す説明図である。
　図２に示すように、調質圧延後の平均オーステナイト量が同じであっても、調質圧延後のオーステナイト量の板厚方向の分布を変えることによって成形性を大きく向上させることが可能になる。具体的には、調質圧延後に鋼板表面部に残存するオーステナイト量を増やすことによって、その後の成形加工時に最も大きく変形する鋼板表面部において、加工誘起マルテンサイト変態が起こって十分なＴＲＩＰ効果が発揮され、これにより、優れた成形性が得られる。
　さらに、このオーステナイト系ステンレス鋼を時効処理する際には、Ｎ固溶限の小さいマルテンサイト相を中心にして、微細なＣｒ2Ｎが析出するため、時効強化も活用することができる。こうして、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、高強度と優れた成形性とを兼備することができる。
　他方、調質圧延における鋼板の加工発熱は、１パスあたりの圧下量が大きいほど増加するため、圧延油により冷却された鋼板の表面の温度は、板厚中心部の温度に比べて顕著に低下し、次パスでの圧延時に鋼板表面で生成するマルテンサイト量が著しく増大することに伴って、鋼板表面部のオーステナイト量が大幅に減少してしまう。
　すなわち、従来の方法のように少ないパス回数で調質圧延すると、鋼板表面に残存するオーステナイト量が、板厚中心部に残存するオーステナイト量に比較して顕著に少なくなり、その後の成形加工時にオーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態に伴う十分なＴＲＩＰ効果が得られず、成形性が低下する。
　これに対し、調質圧延のパス回数を増加して１パス当りの圧下量を小さくして加工発熱を抑制すれば、調質圧延後に鋼板表面部に残存するオーステナイト量を増加させることができる。それにより、その後の成形加工に望ましいオーステナイト量の板厚方向の分布を達成することができる。
　具体的には、調質圧延後の鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）と板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）が、γｓ／γｃ≧０.１０の条件を満たすオーステナイト量の板厚方向分布が達成されると、その後の成形加工時に最も大きく変形する鋼板表面部において十分なＴＲＩＰ効果が発揮され、成形性が向上する。
　調質圧延におけるパス回数を増やして１パスあたりの圧下量を小さくしても、鋼板表面部は板厚中心部より温度が低くなるため、板厚中心部に比べて鋼板表面部はマルテンサイトの生成量がより多く、従ってオーステナイト量がより少なくなるのは避けられない。しかし、鋼板表面部のオーステナイト量が板厚中心部のオーステナイト量の１／１０以上であれば、実用に十分な成形性が確保されることが判明した。
　上に説明したように、本発明は、「Ｃ含有量の増加によるマルテンサイト相の強化およびＣｒ2Ｎによる析出強化の重畳による大幅な高強度化と、オーステナイト量の板厚方向分布の最適化による優れた成形性の両立とを図り、これにより、小型軽量化するばね部品の素材としての要求を満たすオーステナイト系ステンレス鋼板を得られる」という技術思想に基づく。
　次に、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の化学組成、金属組織および製造方法を説明する。
　（１）化学組成
　Ｃ：０.０１～０.１５％
　Ｃは、固溶強化元素であり、冷間加工で生成するマルテンサイト相の強化に極めて有効であるので、Ｃ含有量は０.０１％以上とする。しかし、Ｃ量が過剰であると、製造過程において粗大な炭化物を生成して成形性や耐食性が劣化するので、Ｃ含有量は０.１５％以下とする。Ｃ含有量は望ましくは０.０３％以上である。
　Ｓｉ：３.０％以下
　Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼の高強度化に寄与するとともに、溶製時の脱酸材としても用いられる。しかし、Ｓｉ含有量が過剰であると、製造過程で粗大なＳｉ化合物が生成され、これらの粗大なＳｉ化合物が熱間加工性及び冷間加工性の劣化を招く。このため、Ｓｉ含有量は３.０％以下であり、望ましくは２.８％以下である。
　Ｍｎ：３.０％以下
　Ｍｎは、溶製時の脱酸材として用いられる。また、Ｍｎは，オーステナイト安定化元素であり、他の元素とのバランスを考慮して適量を含有させる。しかし、Ｍｎ含有量が過剰であると、製造過程で粗大なＭｎ化合物が生成され、粗大なＭｎ化合物が破壊の起点となって、成形性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３.０％以下であり、望ましくは２.８％以下である。
　Ｃｒ：１０.０～３０.０％
　Ｃｒは、ステンレス鋼の基本元素であり、１０.０％以上含有させることにより鋼材の表面に不動態皮膜を形成して耐食性を高める作用を奏する。また、鋼を時効処理した際には、微細なＣｒ2Ｎとして析出することにより、鋼の強度向上に寄与する。しかし、Ｃｒはフェライト生成元素であるのでＣｒ含有量が過剰であると、高温でδフェライトが生成し、鋼の熱間加工性が著しく劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は１０.０％以上、３０.０％以下であり、望ましくは１２.０％以上、２５.０％以下である。
　Ｎｉ：４.０～２０.０％
　Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の基本元素であり、室温で優れた強度‐延性バランスを有するオーステナイト相を安定して得るために、Ｎｉを４.０％以上含有させる。しかし、Ｎｉ含有量が過剰であると、オーステナイト相が安定になり過ぎて加工誘起マルテンサイト変態が抑制されるため、高強度を得ることができない。そのために、Ｎｉ含有量は４.０％以上、２０.０％以下であり、望ましくは４.５％以上、１８.０％以下である。
　Ｎ：０.４０％以下
　Ｎは、Ｃと同様に固溶強化元素であり、鋼の強度向上に寄与する。また、鋼を時効処理した際に、微細なＣｒ2Ｎとして析出することによっても、鋼の高強度化に寄与する。しかし、Ｎ含有量が過剰であると、熱間加工時に耳割れを誘発し易くなる。そのために、Ｎ含有量は０.４０％以下であり、望ましくは０.０５％以上０.３０％以下である。
　本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、必要に応じて下記の任意添加元素をさらに含有していてもよい。
　Ｍｏ：３.０％以下およびＣｕ：３.０％以下の一方または両方
　ＭｏとＣｕはいずれも、時効処理時に微細な金属間化合物を析出させて、鋼板の強度上昇に寄与する元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｏ含有量またはＣｕ含有量が過剰であると、高温でδフェライトが生成し易く、また粒界に析出するため熱間加工性を著しく劣化させることがある。そのために、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量はいずれも３.０％以下であり、望ましくはいずれも２.８％以下である。
　Ｔｉ：０.５％以下、Ｎｂ：０.５％以下およびＶ：１.０％以下から選ばれた１種または２種以上
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、製造過程において、微細な炭化物あるいは窒化物として析出し、ピン止め効果により結晶の粒成長を抑制し、また、析出強化により鋼板の強度上昇に寄与するので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物や窒化物が生成し、これらが変形時の破壊起点となって成形性を著しく劣化させる。そのために、Ｔｉ含有量およびＮｂ含有量は０.５％以下とし、Ｖ含有量は１.０％以下とする。望ましくは、Ｔｉ含有量とＮｂ含有量は０.４％以下、Ｖ含有量は０.８％以下である。
　上述した以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。代表的な不純物としては、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０３％以下などが例示される。
　（２）金属組織
　［板厚方向でのオーステナイト分布］
　本発明者は、多様な試験を実施した結果、鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）と板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）が下記の式（１）と式（２）を満たし、残部が主に加工誘起マルテンサイト組織である場合に、高強度と成形性を兼備したオーステナイト系ステンレス鋼板が得られることを見出した。
　式（１）：（γｓ＋γｃ）／２≦５５
　式（２）：　γｓ／γｃ≧０.１０
　まず、式（１）に示すように、鋼板表面部のオーステナイト量γｓと板厚中心部のオーステナイト量γｃの平均値である平均オーステナイト量を５５％以下とし、残部を主として高強度な加工誘起マルテンサイトすることによって、高強度な鋼が得られる。平均オーステナイト量は、望ましくは５０％以下であり、より望ましくは４５％以下、さらに望ましくは４０％以下、最も望ましくは３５％以下である。平均オーステナイト量の下限は特に規定されないが、オーステナイトが極端に少ないと、成形加工時に鋼板表面で十分なＴＲＩＰ効果が得られないことがあるので、５％以上であることが好ましく、より好ましくは７.５％以上である。
　次に、式（２）に示すように、板厚中心部のオーステナイト量γｃに対する鋼板表面部のオーステナイト量γｓの比（γｓ／γｃ比）を０.１０以上とすることによって、板の成形加工時に一番大きな変形を受ける鋼板表面においてもオーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態に伴うＴＲＩＰ効果が十分に発揮され、優れた成形性が得られる。γｓ／γｃ比は、望ましくは０.２以上、より望ましくは０.３以上、さらに望ましくは０.５以上、最も望ましくは０.６以上である。
　本発明においては、鋼板表面部のオーステナイト量と板厚中心部のオーステナイト量が式（１）および式（２）をともに満足することにより、高強度と優れた成形性とを両立することができる。
　金属組織のオーステナイト以外の残部は、主として加工誘起マルテンサイト相からなる。この加工誘起マルテンサイトは、冷間圧延後に焼鈍した鋼板を調質圧延することにより生成したものである。従って、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板は調質圧延材である。
　「主として加工誘起マルテンサイト相からなる」とは、加工誘起マルテンサイトがオーステナイト以外の残部の５０体積％以上を占めることを意味する。後述する本発明の方法に従って製造したオーステナイト系ステンレス鋼板では、金属組織は実質的にオーステナイトと加工誘起マルテンサイトであり、それ以外の相としては微細な析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物）などが例示されるが、その量は僅かである。γｓ＝γｃ＝１００％である完全なマルテンサイト単相組織は、本発明の対象外である。
　前述したように、オーステナイト量は、鋼板表面部より板厚中心部の方が多くなるので、鋼板表面部のオーステナイト量を高めた本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板においてもγｓ＜γｃ（すなわち、γｓ／γｃ＜１）の関係が成り立つ。
　調質圧延前のオーステナイト粒の結晶粒径：５μｍ以下
　結晶粒の微細化は、鋼の延性の劣化が小さい強化法として知られており、本発明で対象とするステンレス鋼においても有効な強化手法である。また、結晶粒径を小さくし、結晶粒界の密度を上げることで、成形加工時に粒界に集中する歪を分散させ、き裂の発生を抑制する効果もある。そこで、本発明では、調質圧延前の鋼板（冷延焼鈍材）のオーステナイト粒の結晶粒径を５μｍ以下とすることが望ましい。
　（３）製造方法
　本発明によれば、前述した化学組成を有する鋼素材に熱間圧延を行った後、得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を行って冷延焼鈍材とし、この冷延焼鈍材に圧下率（％）／１０以上のパス回数で調質圧延を施すことによって、上述した本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板を製造することができる。
　熱間圧延、冷間圧延および焼鈍はいずれも常法に従って実施すればよい。冷間圧延は総圧下率が３０～９０％程度となるように、１～３回程度にわけて行うことが好ましく、所定の総圧下率が得られた時点で焼鈍を行う。複数パスの冷間圧延と焼鈍をくりかえして実施することもできる。調質圧延前に実施される冷間圧延のパス回数に関しては特に限定しない。
　冷間圧延の総圧下率を大きくして、次の調質圧延に供する冷延焼鈍材のオーステナイト粒の平均結晶粒径が５μｍ以下の微細金属組織にしておくと、特に成形性が良好となるので好ましい。
　［調質圧延条件］
　本発明では、加工誘起マルテンサイトによる強化を最大限に利用するために調質圧延を強めに行う。総圧下率は好ましくは４０％以上、より好ましくは５０％以上、最も好ましくは６０％以上である。総圧下率の上限は特に規定されないが、通常は１００％未満であり、好ましくは９０％以下である。
　このように強い調質圧延を少ないパス回数で行うと、前述したように、鋼板表面部における加工誘起マルテンサイトが進んで、この部分のオーステナイト量が低減し、板厚中心部のオーステナイト量γｃに対する鋼板表面部のオーステナイト量γｓの比（γｃ／γｓ比）≧０.１を満たすことができず、成形性が劣化する。
　本発明者は、調質圧延時のパス回数と板厚方向でのオーステナイト分布の関係を調査した結果、式（３）に示すように、総圧下率（％）／１０以上となるパス回数で調質圧延を行うことにより、γｃ／γｓ比が０.１０以上となることを確認した。そのため、調質圧延を調質圧延での総圧下率（％）／１０以上のパス回数で実施する。例えば、調質圧延の総圧下率が６５％である場合は、パス回数は７以上となる。
　式（３）：調質圧延パス回数≧調質圧延総圧下率（％）／１０
　好ましくは、調質圧延の各パスでの圧下率をほぼ同じにする。従って、調質圧延の各パスでの圧下率は１０％以下となるようにすることが望ましい。パス回数をむやみに増やすことは作業効率を悪化させるので、パス回数は総圧下率（％）／１０を満たすための最も少ないパス回数から、それより２パス多いパス回数までの範囲内とすることが好ましい。
　表１に本例で用いたステンレス鋼の化学成分を示す。鋼Ａ～Ｆが本発明で規定した成分を満たす発明鋼であり、鋼Ｇ～Ｍが本発明で規定した成分を満たさない比較鋼である。
　表２に鋼Ａ～Ｍを用いて製造した鋼板の製造条件と試験結果を示す。鋼板１～８が本発明での規定を満たす鋼板であり、鋼板９～１８が本発明での規定を満たさない比較鋼板である。
　表１に示す化学組成を有する鋼材を通常の大気溶解炉で溶製して１７ｋｇの鋼塊とした。この鋼塊に熱間圧延と焼鈍を施して、厚さ６.０ｍｍの熱延鋼板とした後、この熱延鋼板に冷間圧延と焼鈍を１～３回繰り返して、厚さ０.８～４.０ｍｍの冷延焼鈍材を得た。この冷延焼鈍材に複数パス回数で調質圧延を実施して、最終的に板厚０.４ｍｍの薄板とした。調質圧延は各パスの圧下率が等しい条件で行った。
　この調質圧延前後の鋼板より採取した試験片を用いて、以下の手法で結晶粒径、オーステナイト量、成形性、引張強さを調査した。また、一部の鋼板は、調質圧延後に３００℃で１分間の時効処理を施した。これらの鋼板の引張強さは時効処理後の値を用いた。
　（焼鈍後の平均結晶粒径）
　オーステナイト粒の結晶粒径は、調質圧延前の冷延焼鈍材より採取した試験片断面の腐食後の走査型顕微鏡写真よりオーステナイト粒の公称粒径で算出した。
　（オーステナイト量）
　オーステナイト量は、調質圧延後の鋼板より採取した試験片の鋼板表面部と機械研磨と化学研磨により削った板厚中心部面で算出した。算出には、Ｘ線回折測定による積分強度比とエッチング後の走査型顕微鏡写真を用いた。表２において、鋼板表面部のオーステナイト量をγｓ、板厚中心部面のオーステナイト量をγｃと記す。
　（成形性）
　図３は、成形性評価法を示す説明図である。調質圧延後の鋼板より採取した１００ｍｍ角の試験片に、図３に示すような浅絞り加工を施した。その後、角部を光学顕微鏡で観察し、き裂が全く確認されなかったものを◎、連続したき裂が確認されなかったものを○、連続したき裂が確認されたもの、あるいは破断したものを×とした。
　（引張強さ）
　引張強さは、調質圧延後、または時効処理後の鋼板から採取したＪＩＳ－１３Ｂ号引張試験片を用いて、ＪＩＳＺ ２２４１に基づいて測定した。測定値とともに、引張強さが１５００Ｎ／ｍｍ2を超えるものを○、未達のものを×と表示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２における鋼板１～８は、本発明鋼板であり、優れた成形性と高強度を有する。また、鋼板１，２を比較することで、時効処理時の微細Ｃｒ2Ｎの析出により、特に高強度が得られることが確認された。また、焼鈍後の結晶粒径が５μｍ以下である鋼板３、４は特に高強度と優れた成形性とが得られたことが確認された。
　鋼板９～１８は、化学組成または製造条件が本発明で規定する範囲を外れる比較例である。
　鋼板９～１１は、γｓ／γｃが０.１未満であり、高強度は得られるものの、成形性が不芳である。また、鋼板７と鋼板１０、あるいは鋼板８と鋼板１１を比較すると、鋼板７、８は高強度と成形性を両立するものの、鋼板１０、１１は高強度ではあるが成形性が不芳であることにより、同じ成分の鋼を同じ調質圧延率で製造しても、圧延パス回数によりオーステナイト量の分布が変わり、特性が大きく変わることが確認された。
　鋼板１２は、Ｃ含有量およびＮ含有量が本発明の範囲を上回り、粗大な炭窒化物が生成するため、成形性が著しく不芳である。
　鋼板１３は、Ｃ含有量が本発明の範囲を下回り、時効処理後においても強度が小さい。また、γｓ／γｃが０.１未満であるため、成形性も不芳である。
　鋼板１４は、Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量が本発明の範囲を上回り、γｓとγｃの平均値が５５を越えるため、時効処理後においても強度が低い。
　鋼板１５は、Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量が本発明の範囲を下回り、γｓ／γｃが０.１未満であるために成形性が不芳である。
　鋼板１６は、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量が本発明の範囲を上回り、γｓとγｃの平均値が５５を越えるため、時効処理後においても強度が低い。また、粗大なＳｉ化合物やＭｎ化合物が生成しており、成形性も不芳である。
　鋼板１７は、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量が本発明の範囲を上回り、γｓとγｃの平均値が５５を越えるため、時効処理後においても、強度が小さい。また、粗大な金属間化合物が生成しており、成形性も不芳である。
　さらに、鋼板１８は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲を上回っており、粗大なＴｉＮが生成し、成形性が不芳である。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０.０１～０.１５％、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：３.０％以下、Ｃｒ：１０.０～３０.０％、Ｎｉ：４.０～２０.０％、Ｎ：０.４０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、鋼板表面部のオーステナイト量γｓ（％）および板厚中心部のオーステナイト量γｃ（％）が、（γｓ＋γｃ）／２≦５５、かつγｓ／γｃ≧０.１０を満足し、かつ残部が主に加工誘起マルテンサイト組織である金属組織を有することを特徴とする、オーステナイト系ステンレス鋼板。
  2. 　前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：３.０％以下またはＣｕ：３.０％以下の少なくとも１種を有する請求項１に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼板。
  3. 　前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.５０％以下、Ｎｂ：０.５０％以下およびＶ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を有する請求項１または請求項２に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼板。
  4. 　前記化学組成を有する鋼素材に熱間圧延を行った後、得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を行って冷延焼鈍材とし、この冷延焼鈍材に圧下率（％）／１０以上のパス回数で調質圧延を施すことを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
  5. 　調質圧延前の冷延焼鈍材のオーステナイト粒の平均結晶粒径が５μｍ以下である、請求項４に記載の方法。
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