JP4760032B2

JP4760032B2 - 成形性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼

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Publication number: JP4760032B2
Application number: JP2005023492A
Authority: JP
Inventors: 光幸藤澤; 康加藤; 好弘矢沢; 古君　　修
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2004-01-29
Filing date: 2005-01-31
Publication date: 2011-08-31
Anticipated expiration: 2025-01-31
Also published as: JP2006183129A

Description

本発明は、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ものである。

ステンレス鋼は、耐食性に優れた材料として、自動車用部材や建築用部材、厨房機器等の広い分野で用いられている。ステンレス鋼は、鋼が有する組織から一般に、オーステナイト系、フェライト系、オーステナイト・フェライト系およびマルテンサイト系の４つに分類されている。このうち、ＳＵＳ３０４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。

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を起こし易いことや、応力腐食割れ(Stress Corrosion Cracking：ＳＣＣ)に対する感受性が高いことのため、燃料タンクのように、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、延性や張出成形性および耐食性に劣り、加工用途には適用できない。

一方、フェライト系ステンレス鋼は、Crの含有量を増加させることで、耐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。しかし、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−延性バランスに劣るという欠点がある。

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、特許文献１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，Nbを適量添加した深絞り成形性に優れるクロム鋼板とその製造方法が開示されている。しかし、特許文献１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、つまり、強度−延性バランスに劣るという問題がある。そのため、特許文献１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、軽量化に寄与できない他、張出し成形や深絞り成形、液圧成形等の厳しい加工用途には適用できないという問題があった。

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板が、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板は、耐食性に優れているが、Ni含有量が４mass％以上と高いため、価格が依然として高価であるという問題がある。

この問題に対応するものとして、特許文献２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(ＩＭ指数：551−805(Ｃ＋Ｎ)％−8.52Si％−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。
特開平０８−０２０８４３号公報特開平１１−０７１６４３号公報

しかしながら、上記特許文献２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。

本発明の目的は、従来技術が抱える上記問題点を解決し、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提供することにある。

発明者らは、オーステナイト・フェライト系ステンレス鋼の成形性を改善するために、各種の成分および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、特に高い成形性を有する場合があることを見出した。そして、この原因についてさらに検討を進めた結果、Niを１〜３mass％含有したオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼中では、オーステナイト相の体積分率とそのオーステナイト相内に固溶しているＣおよびＮの合計量が成形性に大きく影響していることを見出し、本発明を完成させた。

上記知見に基く本発明は、Ｃ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．８８ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１５〜３５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：１〜３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．１〜０．６ｍａｓｓ％を含有し、さらにＡｌ：０．００３〜０．１ｍａｓｓ％およびＭｏ：４ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト相とオーステナイト相を含むステンレス鋼であって、上記オーステナイト相中のＣとＮの合計量が０．１６〜２ｍａｓｓ％、該オーステナイト相の体積分率が１０〜８５％であり、下記式で定義される加工誘起マルテンサイト指数（Ｍｄ（γ））が−３０〜９０であることを特徴とする成形性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼である。
記
Ｍｄ（γ）＝５５１−４６２（Ｃ（γ）＋Ｎ（γ））−９．２Ｓｉ（γ）−８．１Ｍｎ（γ）−１３．７Ｃｒ（γ）−２９Ｎｉ（γ）−２９Ｃｕ（γ）−１８．５Ｍｏ（γ）
ただし、Ｃ（γ）、Ｎ（γ）、Ｓｉ（γ）、Ｍｎ（γ）、Ｃｒ（γ）、Ｎｉ（γ）、Ｃｕ（γ）およびＭｏ（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％）、Ｃｒ量（ｍａｓｓ％）、Ｎｉ量（ｍａｓｓ％）、Ｃｕ量（ｍａｓｓ％）、Ｍｏ量（ｍａｓｓ％）

また、本発明のステンレス鋼は、上記成分組成に加えてさらに、下記ＡおよびＤ群のうちから選ばれる少なくとも１以上の成分を含有することを特徴とする。
記
Ａ群；Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：４ｍａｓｓ％以下、およびＢ：０．０１ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種以上
Ｄ群；Ｃａ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ：０．０１ｍａｓｓ％以下およびＲＥＭ：０．１ｍａｓｓ％以下のいずれか１種または２種以上

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。

本発明に係るオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼について説明する。
本発明のステンレス鋼は、Niを１〜３mass％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であることが必要である。すなわち、本発明は、Niを１〜３mass％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において、オーステナイト相の体積分率と、このオーステナイト相中に含まれるＣとＮの合計量がプレス成形性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。

上記オーステナイト相の体積分率は、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。オーステナイト相の体積分率が10％未満では、高い成形性が得られない。また85％を超えると、オーステナイト系ステンレス鋼特有の現象であるＳＣＣ割れが散見されるようになるからである。好ましいオーステナイト相の体積分率の範囲は、15〜80％である。

上記オーステナイト相の体積分率は、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制御することができる。具体的には、Cr量が低く、Ｃ，Ｎ量が高いほど、オーステナイト相の体積分率は増加する。また、焼鈍温度は、高過ぎるとオーステナイト相の体積分率が減少し、逆に、低過ぎるとＣ，Ｎが析出するため、やはりオーステナイト相の体積分率が減少する。従って、鋼成分に応じて、最大のオーステナイト相の体積分率が得られる温度範囲があり、本発明の成分組成では、その温度範囲は950〜1300℃である。焼鈍時間は、長い程、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の体積分率に近づくが、30秒程度であれば十分である。

また、本発明のステンレス鋼においては、オーステナイト相中に含まれるＣとＮの合計量は0.16〜２mass％であることが必要である。オーステナイト相中のＣとＮの合計量が、0.16mass％未満では十分な成形性が得られない。一方、ＣとＮの合計量が２mass％超え含有すると、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。なお、ＣとＮの合計量は、好ましくは0.2〜２mass％、さらに好ましくは0.3〜1.5mass％の範囲である。

上記オーステナイト相中のＣ，Ｎ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。すなわち、鋼中のＣ，Ｎ量が多いとオーステナイト中のＣ，Ｎ量も増加する。また、鋼の成分組成が同一の場合は、焼鈍条件によって決定されたオーステナイト相の体積分率が低いほど、オーステナイト相中にＣ，Ｎを濃化させることができる。なお、オーステナイト相中のＣ，Ｎの測定は、ＥＰＭＡにより測定することができる。

オーステナイト相の体積分率およびオーステナイト相中に含まれるＣとＮの合計量が、鋼の成形性に大きな影響を及ぼす理由について、まだ十分明ら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。
すなわち、Ｃ，Ｎ，Ni，Mnは、オーステナイト相生成元素、Cr，Siはフェライト相生成元素と考えられており、それらの元素は各相に濃化する傾向がある。中でもＣとＮは、鋼中の含有量および熱処理条件により、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、オーステナイト相の体積分率が高いほど成形性は良好となる。

その理由は、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が、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て高い延性が得られるからである。

そこで、鋼組成や熱処理条件を調整し、オーステナイト相の体積分率を高めるとともに、オーステナイト相中のＣとＮの合計量を高めてやれば、オーステナイト相が安定化し、加工を受けたときに加工誘起変態を適度に起こして、延性向上効果が効果的に発現し、優れた加工性を得ることができる。そのためには、オーステナイト相の体積分率が10％以上で、オーステナイト相中のＣとＮの合計量が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とＮの合計量が0.16mass％未満では、オーステナイト相が不安定化し、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、オーステナイト相の体積分率をいくら高めても、プレス成形性は向上しない。また、オーステナイト相の体積分率を85％以下に制限する理由は、85％を超えると、ＳＣＣ感受性が高まるため好ましくないからである。

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は、オーステナイト相中のＣ，Ｎ，Si，Mn，Cr，Ni，Cu，Mo含有量から下記式；
Ｍd(γ)＝551−462(Ｃ(γ)＋Ｎ(γ))−9.2Si(γ)−8.1Mn(γ)−13.7Cr(γ)−29Ni(γ)−29Cu(γ)−18.5Mo(γ)
ただし、Ｃ(γ)、Ｎ(γ)、Si(γ)、Mn(γ)、Cr(γ)、Ni(γ)、Cu(γ)およびMo(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％)、Cr量(mass％)、Ni量(mass％)、Cu量(mass％)、Mo量(mass％)
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(γ))を−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0.8mmでも48％以上の全伸びが得られることを見出した。

上記Ｍd(γ)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(γ)が−30〜90の範囲が好ましい理由は、−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工誘起マルテンサイト量が少ないからであり、また、Ｍd(γ)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、Ｍd(γ)を−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。

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の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：0.2mass％以下
Ｃは、オーステナイト相の体積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。上記効果を得るためには、0.003mass％以上含有することが好ましい。しかし、Ｃ量が、0.2mass％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、耐応力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。

Si：４mass％以下
Siは、脱酸剤として添加される元素であり、0.01mass％以上含有することが好ましい。しかし、Siの添加量が４mass％を超えると、鋼材強度が高くなって冷間加工性を劣化させるため、４mass％以下とする。好ましくは1.2mass％以下である。さらに、鋭敏化による耐食性の劣化を防止する観点からは、Si量は0.4mass％以下に制限するのがより好ましい。

Ｍｎ：３．０１ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、脱酸剤として、また、オーステナイト相のＭｄ（γ）調整用元素として有効な元素であり、適宜添加することができる。上記効果を得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上含有することが好ましい。しかし、添加量が１０ｍａｓｓ％を超えると熱間加工性が劣化するため、１０ｍａｓｓ％以下とするが、好ましくは３．０１ｍａｓｓ％以下である。

Ｐ：0.1mass％以下
Ｐは、熱間加工性に有害な元素であり、特に、0.1mass％を超えると悪影響が顕著となるので0.1mass％以下とする。好ましくは、0.05mass％以下である。

Ｓ：0.03mass％以下
Ｓは、熱間加工性に有害な元素であり、特に、0.03mass％を超えると悪影響が顕著となるので0.03mass％以下とする。好ましくは、0.02mass％以下である。

Cr：15〜35mass％
Crは、ステンレス鋼に耐食性を付与する最も重要な成分であり、15mass％未満では、十分な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形成することが困難となる。よって、Crは、15〜35mass％に制限する必要がある。好ましくは17〜30mass％、さらに好ましくは18〜28mass％の範囲である。

Ni：１〜３mass％
Niは、オーステナイト生成元素であり、耐隙間腐食性向上のためには１mass％以上が必要である。しかし、３mass％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し、成形性の低下を招くので、３mass％以下に制限する。好ましくは１〜２mass％である。

Ｎ：０．０８０〜０．６ｍａｓｓ％
Ｎは、Ｃと同様にオーステナイト相の体積分率を高めると共に、オーステナイト相中に濃化し、オーステナイトを安定化する元素である。しかし、Ｎが０．６ｍａｓｓ％を超えると、鋳造時にブローホールを発生するようになる。また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、０．０８０〜０．６ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、Ｎの含有量は、好ましくは０．１〜０．４ｍａｓｓ％である。さらに、Ｎは、オーステナイト相生成の観点からは０．１８ｍａｓｓ％以上、熱間加工性の観点からは０．３４ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。

本発明のステンレス鋼は、上記の必須とする成分以外に、下記の成分を必要に応じて含有してもよい。

Ｖ：0.5mass％以下
Ｖは、鋼の組織を微細化し、強度を高める元素であり、要求特性に応じて、0.005mass％以上添加することが好ましい。ただし、0.5mass％を超えると、Ｃおよび／または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。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。

Ａｌ：０．００３〜０．１ｍａｓｓ％
Ａｌは、強力な脱酸剤であり、脱酸元素として添加する場合は、０．００３ｍａｓｓ％以上とする。ただし、０．１ｍａｓｓ％を超えると、窒化物を形成して表面疵の原因となるので、０．１ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０２ｍａｓｓ％以下である。

Mo:４mass％以下、Cu：４mass％以下のいずれか１種または２種
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、その効果を得るには、0.1mass％以上添加することが好ましい。しかし、４mass％を超えると効果が飽和するので、４mass％以下に制限するのが好ましい。より好ましくは２mass％以下である。同様に、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ので、添加する場合には0.1mass％以上であることが好ましい。しかし、４mass％を超えると熱間加工性が劣化するので、４mass％以下に制限するのが好ましい。より好ましくは２mass％以下である。

Ｂ：0.01mass％以下、Ca：0.01mass％以下、Mg：0.01mass％以下、REM：0.1mass％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0.0003mass％以上添加することが好ましい。しかし、0.01mass％を超えると耐食性が劣化するので、それぞれ0.01mass％以下に制限するのが好ましい。より好ましくはそれぞれ0.005mass％以下である。同様に、REM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、その場合には、0.002mass％以上であることが好ましい。しかし、0.1mass％を超えると耐食性が劣化するので、0.1mass％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。

なお、その他に、Ti，Nbを添加してもよい。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。上記効果を得るためには、0.002mass％以上添加することが好ましい。しかし、0.1mass％を超えると耐食性が劣化するので、0.1mass％以下に制限するのが好ましい。Nbは、鋭敏化(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)を抑える元素として添加することができる。上記効果を得るためには、0.002mass％以上添加することが好ましい。しかし、２mass％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においては、上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、Ｏは、介在物による表面疵を防止する観点から、0.05mass％以下に制御するのが好ましい。

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制御した雰囲気下で溶製し、鋼スラブとした後、常法に従って、熱間圧延、冷間圧延し、その後、窒素分圧を制御した雰囲気下で、表２に示したように950〜1300℃の温度範囲で30〜600秒の仕上焼鈍を行い、オーステナイト相の体積分率およびオーステナイト相中のＣとＮの合計量が異なる、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、オーステナイト相中のＣ，Ｎ分析および限界絞り比(ＬＤＲ)の測定を行った。
＜組織観察＞
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500倍で全厚×0.1mm以上の範囲に亘って観察し、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の体積分率とした。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(フェリシアン化カリウム30ｇ＋水酸化カリウム30ｇ＋水60ｍｌ)あるいは王水でエッチング後、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、白色部の分率をオーステナイト相の体積分率とした。なお、まれに、白色部と灰色部が反転することがあるが、この場合は、ＥＰＭＡ分析を併用することで確認することができる。
＜オーステナイト相中のＣ，Ｎ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Ｃ，Ｎの分析を行った。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後、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を定量分析した。測定領域は約１μmφ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。
＜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、ポンチ径：35mm、板押え力：１ton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ポ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。

上記測定の結果を表２に併記して示した。また、図１に、限界絞り比に及ぼす鋼中のNi量、オーステナイト相の体積分率およびオーステナイト相中のＣとＮの合計量の影響を示した。これらの結果から、本発明の条件を満たす、すなわち、Niを１〜３mass％含有し、オーステナイト相の体積分率が10〜85％で、かつオーステナイト相中のＣとＮの合計量が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、オーステナイト相の体積分率が10〜85％の範囲外および／またはオーステナイト中のＣとＮの合計量が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、オーステナイト相の体積分率およびオーステナイト相中のＣとＮの合計量が本発明範囲内でも、鋼板中のNi量が３mass％を超えるオーステナイト・フェ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、常法に従って、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延し、表４に示した焼鈍温度で１分間の仕上焼鈍を行い、オーステナイト相の体積分率およびオーステナイト相中のＣとＮの合計量が異なる板厚0.8mm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(ＬＤＲ)の測定を行った。
＜組織観察＞
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、500倍で全厚×0.1mm以上の範囲に亘って観察し、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の体積分率とした。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(フェリシアン化カリウム30ｇ＋水酸化カリウム30ｇ＋水60ｍｌ)または王水でエッチング後、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、白色部の分率をオーステナイト相の体積分率とした。
＜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およびMoを定量分析した。測定領域は約１μmφ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。その結果を、表４に示した。また、これらの測定値を元に、下記式；
Ｍd(γ)＝551−462(Ｃ(γ)＋Ｎ(γ))−9.2Si(γ)−8.1Mn(γ)−13.7Cr(γ)−29Ni(γ)−29Cu(γ)−18.5Mo(γ)
ただし、Ｃ(γ)、Ｎ(γ)、Si(γ)、Mn(γ)、Cr(γ)、Ni(γ)、Cu(γ)およびMo(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％)、Cr量(mass％)、Ni量(mass％)、Cu量(mass％)、Mo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°(平行)、45°および90°の各方向からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して、室温、大気中で、引張速度10mm／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びを測定し、下記式；
Ｅｌ＝{Ｅｌ(０°)＋２Ｅｌ(45°)＋Ｅｌ(90°)}／４)
を用いて平均伸び(Ｅｌ)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、ポンチ径：35mm、板押え力：１ton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ポ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４中に併記して示した。オーステナイト相中のＣとＮの合計量が0.16〜２mass％である本発明の鋼板でも、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(γ)を−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。

本発明鋼は、自動車部材や厨房機器等の素材として好適に用いることができる。

鋼板中のNi含有量、オーステナイト相の体積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。

Claims

Ｃ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．８８ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１５〜３５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：１〜３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．１〜０．６ｍａｓｓ％を含有し、さらにＡｌ：０．００３〜０．１ｍａｓｓ％およびＭｏ：４ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライト相とオーステナイト相を含むステンレス鋼であって、上記オーステナイト相中のＣとＮの合計量が０．１６〜２ｍａｓｓ％、該オーステナイト相の体積分率が１０〜８５％であり、下記式で定義される加工誘起マルテンサイト指数（Ｍｄ（γ））が−３０〜９０であることを特徴とする成形性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼。
記
Ｍｄ（γ）＝５５１−４６２（Ｃ（γ）＋Ｎ（γ））−９．２Ｓｉ（γ）−８．１Ｍｎ（γ）−１３．７Ｃｒ（γ）−２９Ｎｉ（γ）−２９Ｃｕ（γ）−１８．５Ｍｏ（γ）
ただし、Ｃ（γ）、Ｎ（γ）、Ｓｉ（γ）、Ｍｎ（γ）、Ｃｒ（γ）、Ｎｉ（γ）、Ｃｕ（γ）およびＭｏ（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％）、Ｃｒ量（ｍａｓｓ％）、Ｎｉ量（ｍａｓｓ％）、Ｃｕ量（ｍａｓｓ％）、Ｍｏ量（ｍａｓｓ％）
上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：４ｍａｓｓ％以下、およびＢ：０．０１ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１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に記載のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼。
上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ：０．０１ｍａｓｓ％以下およびＲＥＭ：０．１ｍａｓｓ％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または２に記載のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼。