JP5484135B2

JP5484135B2 - オーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5484135B2
Application number: JP2010053879A
Authority: JP
Inventors: 聡鈴木; 廣藤本; 直樹平川; 節雄高木; 聡宏土山
Original assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2010-03-10
Filing date: 2010-03-10
Publication date: 2014-05-07
Anticipated expiration: 2030-03-10
Also published as: JP2011184780A

Description

本発明は、オーステナイト相とマルテンサイト相の複相組織を有するステンレス鋼板であって、特に強度と延性をともに高レベルで両立させた鋼板、およびその製造方法に関する。

自動車部材や機械部品などの用途においては、加工性（延性）の良好な高強度ステンレス鋼材が要求される場合がある。加工性の良好な高強度ステンレス鋼としては、ＳＵＳ３０１ＨＴ、ＳＵＳ３０４ＨＴなどの加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼が挙げられる。この種の鋼は調質圧延によって機械的性質が調整される。その他の高強度ステンレス鋼としては、析出硬化型や変態強化型のマルテンサイト系ステンレス鋼、オーステナイト＋マルテンサイト複相組織高強度ステンレス鋼などがある。これらは主として熱処理によって機械的性質が調整される。

加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎｉを多く含有するため材料コストが高いという問題がある。他方、マルテンサイト系ステンレス鋼やオーステナイト＋マルテンサイト複相組織高強度鋼は、強度には優れるものの同じ強度レベルで比較するとオーステナイト系鋼種に比べ加工性に劣る。

一方、特許文献１には、オーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼において、焼入れ後に３％以下の歪を付与し、その後、熱処理を施すことによって溶接軟化抵抗を付与する技術が開示されている。しかし、この技術によって得られる材料は比較的良好な延性を示すものの、自動車部材や機械部品などの用途においては必ずしも満足できる強度レベルを呈するとは限らない。

特開平７−２１６４５１号公報

本発明は、オーステナイト系鋼種より安価で、かつマルテンサイト系鋼種や従来の複相組織高強度ステンレス鋼種よりも優れた強度−延性バランスを有するステンレス鋼板を提供しようというものである。

上記目的は特定の化学組成を有するオーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼を用いて、熱処理を工夫することにより実現することができる。

すなわち本発明では、質量％で、Ｃ：０.２０％以下、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：５.０％以下、Ｎｉ：６.０％以下、Ｃｒ：１０.０〜１８.０％、Ｎ：０.２０％以下、Ｃｕ：０〜３.０％、Ｍｏ：０〜３.０％、Ｂ：０〜０.０５０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、下記（１）式で定義されるＣｒ当量が１０.０〜２０.０、下記（２）式で定義されるＮｉ当量が５.０〜１５.０、下記（３）式で定まるＭｓ点が０〜１５０℃である化学組成を有し、マトリクスが、オーステナイト相：１０〜７０体積％、残部：マルテンサイト相である金属組織を有し、引張強さが１２５０Ｎ／ｍｍ²以上、かつ下記（４）式に示す強度・延性バランス指標Ａ値が１７３００以上であるオーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼板が提供される。
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１.５Ｓｉ…（１）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０.５Ｍｎ＋０.３Ｃｕ…（２）
Ｍｓ＝｛３０００（０.０６８−Ｃ−Ｎ）＋５０（０.４７−Ｓｉ）＋６０（１.３３−Ｍｎ）＋１１０（８.９−Ｎｉ−Ｃｕ）＋７５（１４.６−Ｃｒ）−３２｝×５／９…（３）
Ａ値＝引張強さ（Ｎ／ｍｍ²）×伸び（％）…（４）
ここで、（１）〜（３）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、無添加の元素については０（ゼロ）が代入される。また、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂは任意添加元素である。

上記において「マトリクス」は金属素地を意味し、マトリクス中には析出物や介在物が存在していて構わない。上記（４）式には、引張方向が鋼板の圧延方向である引張試験によって求まる引張強さおよび伸びの値が代入される。上記複相組織ステンレス鋼板は、オーステナイト相中の炭素濃度が、全体の平均炭素濃度（鋼のＣ含有量）よりも高くなっている。また本発明では、特に前記強度・延性バランス指標Ａ値が２３０００以上という、非常に高レベルの強度および延性を具備する材料を提供することができる。

また本発明では、上記の複相組織ステンレス鋼板の製造方法として、前述の化学組成を有する鋼板を、オーステナイト単相温度域に加熱してオーステナイト単相組織とした後、前記Ｍｓ点より低い温度まで急冷することにより、マトリクスが、オーステナイト相：１０〜７０体積％、残部：マルテンサイト相である焼入れ材を得る工程（複相化処理工程）、
前記焼入れ材を「（３）式によるＭｓ点＋１５０℃」以上、Ａｃ₁点未満の温度範囲に加熱してマルテンサイト相中に固溶しているＣの一部をオーステナイト相に排出させることにより、下記（４）式に示す強度・延性バランス指標Ａ値が１７３００以上である特性を付与する工程（炭素分配処理工程）、
を有するオーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼板の製造方法が提供される。

本発明によれば、高いレベルで強度と延性を具備し、オーステナイト系鋼よりもＮｉ含有量を節約した安価なステンレス鋼板が提供可能となる。

本発明の複相組織ステンレス鋼板を得るためのヒートパターンおよび各段階における金属組織状態を模式的に示した図。

発明者らは詳細な研究の結果、後述の化学組成に調整したステンレス鋼板を、焼入れによる複相化処理、およびその後の加熱による炭素分配処理に供することにより、強度−延性バランスに優れた複相組織ステンレス鋼板が得られることを見出した。

図１に、本発明の複相組織ステンレス鋼板を得るためのヒートパターンおよび各段階における金属組織状態を模式的に示す。所定の板厚に調整された圧延材（冷延鋼板または熱延鋼板）を用意し、これを複相化処理に供する。複相化処理では、まず鋼板をオーステナイト（γ）単相温度域に加熱保持して溶体化処理する。オーステナイト単相組織（図１（Ａ））とした後、マルテンサイト（α’）変態開始温度Ｍｓ点より低い温度Ｔｑ（℃）まで急冷することにより、オーステナイト（γ）相：１０〜７０体積％、残部：マルテンサイト（α’）相である組織状態の焼入れ材を得る（図１（Ｂ））。以下において上記Ｔｑを「焼入れ終了温度」ということがある。Ｍｓ点が常温より高い場合、Ｔｑは常温とすることができる。焼入れ材ではオーステナイト相とマルテンサイト相における炭素濃度はそれぞれ、全体の平均炭素濃度（鋼のＣ含有量）と概ね等しい。このとき、Ｃ固溶限の小さいマルテンサイト相には炭素が過飽和に固溶されている。

次に、このような組織状態の焼入れ材を炭素分配処理に供する。炭素分配処理は、焼入れ材をＡｃ₁点以下の所定の温度域に加熱保持することにより、過飽和に固溶したマルテンサイト相中の炭素をオーステナイト相中へ拡散させる処理である（図１（Ｃ））。加熱保持後は常温まで冷却する。炭素分配処理によってオーステナイト相中の炭素濃度が上昇するため当該オーステナイト相のＭｓ点は低下しており、常温まで冷却する過程で新たなマルテンサイトの生成はほとんど起こらない。

炭素分配処理後においては、全体の平均炭素濃度に対して、オーステナイト相は炭素濃度が高く、マルテンサイト相は炭素濃度が低くなっている。

このオーステナイト相は、焼入れ後に存在するいわゆる残留オーステナイト相であり、マルテンサイト相との共存により、オーステナイト相自体がクラック進展の障壁として働く。また、応力やひずみが付与されるとマルテンサイト相に変態してエネルギーを吸収し、ＴＲＩＰ効果による高延性を担う。さらに、本来マルテンサイト相に比べ強度の低いオーステナイト相の強度は、炭素濃度の増大によって多少向上している。一方、マルテンサイト相は本来の高強度を担う機能を発揮するとともに、炭素濃度の減少により延性・靱性も向上している。このような作用により本発明のオーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼板は、高強度を維持しながら、強度−延性バランスが高い水準に引き上げられている。

〔化学組成〕
以下、化学組成における「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃは、鋼の強度を確保する上で重要な元素である。またＭｓ点を制御する上でもＣ含有量の設定は重要である。本発明では特に低Ｃ化していない一般的な汎用ステンレス鋼種（ＳＵＳ４３０、ＳＵＳ３０４など）と同等以上のＣ含有量とすればよい。例えば０.０３％以上のＣ含有量を確保することがより効果的である。ただし、Ｃ含有量が高くなりすぎるとマルテンサイトが過剰に硬化し、延性・靱性が低下する。この場合、炭素分配処理によってマルテンサイト相中からオーステナイト相中へＣ拡散の進行を図っても、マルテンサイト相の延性・靱性低下を十分に解消することが難しくなることがある。またＣはＣｒ炭化物を形成するので、あまり多量のＣを添加してもその添加効果は飽和する。種々検討の結果、Ｃ含有量は０.２０％以下に抑える必要があり、０.１５％以下とすることがより好ましい。

Ｓｉは、製鋼での脱酸作用を有する他、Ｃが炭化物形成に消費されることを抑制する作用を有する。これらの作用を十分に発揮させるためには０.２％以上のＳｉ含有量を確保することがより効果的であり、０.４％以上とすることが一層効果的である。ただし、多量のＳｉ含有はＳｉ酸化物を主体とする硬質な介在物の形成を招き、強度、疲労特性に悪影響を及ぼす。したがってＳｉ含有量は１.０％以下に制限され、０.８％以下とすることがより好ましい。

Ｍｎは、Ｍｓ点の制御、および適正溶体化処理温度の範囲拡大に有効な元素である。Ｍｎ含有量の下限は特に限定されないが、例えば０.０５％以上の範囲で最適なＭｎ含有量を設定すればよい。ただし、過度にＭｎを含有すると加工割れの起点となるＭｎ系介在物が増大する。種々検討の結果、Ｍｎ含有量の上限は５.０％に制限され、３.０％以下の範囲で調整することがより好ましい。

Ｎｉは、靱性向上に有効な元素である。またＭｓ点の制御にも有効である。Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、例えば０.５％以上の範囲で最適なＮｉ含有量を設定すればよい。ただし、Ｎｉは高価な元素であるから、本発明では６.０％以下の範囲で含有させる。

Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を確保するために１０.０％以上の含有量とする。１２.０％以上とすることがより好ましい。ただし、多量にＣｒを含有させるとＣｒ炭化物が生成しやすくなり、炭素分配処理による強度−延性バランスの改善効果が十分に発揮されなくなる場合がある。種々検討の結果、Ｃｒ含有量は１８.０％以下の範囲に制限され、１７.０％以下あるいは１６.０％以下の範囲に管理しても構わない。

Ｎは、Ｃと同様、鋼の強度向上に寄与し、またＭｓ点を制御する上で重要な元素である。Ｎ含有量は例えば０.０２％以上とすることが望ましい。ただし、過度にＮを含有させると熱間圧延時に表面欠陥が生じやすくなる。種々検討の結果、Ｎ含有量は０.２０％以下に制限される。

Ｃｕは、適正溶体化温度の範囲を広げる作用を有し、またＭｓ点の制御にも利用できることから、必要に応じて添加することができる。その場合、０.１％以上の範囲で添加することがより効果的である。ただし、過度のＣｕ添加は耐食性の低下を招くので、Ｃｕを添加する場合は３.０％以下の範囲で行う必要がある。

Ｍｏは、靱性向上に有効であり、また耐食性改善にも有効である。このため必要に応じてＭｏを添加することができる。その場合、０.０３％以上の範囲で添加することがより効果的である。ただし、Ｍｏは高価な元素であるため、Ｍｏを添加する場合は３.０％以下の範囲で行う必要がある。２.０％以下の含有量範囲に管理してもよい。

Ｂは、オーステナイト結晶粒の成長抑制や熱間加工性の改善に有効であり、必要に応じて添加することができる。ただし、多量の添加は延性に悪影響を及ぼすので、Ｂを添加する場合は０.０５０％以下の範囲で行う。

下記（１）式のＣｒ当量および（２）式のＮｉ当量は、オーステナイト安定度に関連する指標である。
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１.５Ｓｉ…（１）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０.５Ｍｎ＋０.３Ｃｕ…（２）
本発明ではＣｒ当量が１０.０〜２０.０、かつＮｉ当量が５.０〜１５.０に調整された鋼を採用することにより、Ｍｓ点以下の所定の温度Ｔｑに焼入れしたときに後述の所定の相比を有するオーステナイト＋マルテンサイト複相組織が得られるようにしている。

下記（３）式のＭｓは、鋼のＭｓ点（℃）を表す指標である。
Ｍｓ＝｛３０００（０.０６８−Ｃ−Ｎ）＋５０（０.４７−Ｓｉ）＋６０（１.３３−Ｍｎ）＋１１０（８.９−Ｎｉ−Ｃｕ）＋７５（１４.６−Ｃｒ）−３２｝×５／９…（３）
本発明で規定する組成範囲の鋼に関しては、（３）式によりＭｓ点が精度良く推定される。したがって、複相化処理における焼入れ終了温度は（３）式により算出されるＭｓ点を基準として設定することができる。本発明ではこのＭｓ点が０〜１５０℃となる組成の鋼を適用する。Ｍｓ点が１５０℃を超えると、後述の焼入れにおいて残留オーステナイト相の割合が１０〜７０体積％である複相組織を得るために焼入れ終了温度Ｔｑを常温よりかなり高い温度に設定する必要が生じやすく、製造コスト低減には不利となる。また、Ｍｓ点が０℃より低い場合は焼入れ終了温度Ｔｑの最適条件が氷点下のかなり低い温度となる場合が多く、やはり製造コスト低減には不利となる。（３）式によるＭｓ点は１５〜１００℃であることがより好ましい。

〔金属組織〕
本発明のオーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼板は、マトリクスが、オーステナイト相：１０〜７０体積％、残部：マルテンサイト相である金属組織を有するものである。オーステナイト相が１０体積％より少ないと、延性が不十分となりやすく、またマルテンサイト相中の炭素濃度が十分に低減できないことがあり、靱性に劣る場合がある。一方、オーステナイト相が７０体積％を超えて多くなると、強度が不十分となりやすい。オーステナイト相とマルテンサイト相の相比は、化学組成および複相化処理条件（焼入れ終了温度Ｔｑ）によって制御できる。

〔強度−延性バランス〕
本発明のオーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼板は、引張強さが１２５０Ｎ／ｍｍ²以上、かつ下記（４）式に示す強度・延性バランス指標Ａ値が１７３００以上という、優れた強度−延性バランスを呈するものである。
Ａ値＝引張強さ（Ｎ／ｍｍ²）×伸び（％）…（４）
自動車部材をはじめとする多くの高強度部材用途においては、引張強さ１２５０Ｎ／ｍｍ²以上の強度レベルが要求される場合が多々ある。このような強度レベルにおいてＡ値が１７３００以上となるステンレス鋼板は、従来、加工硬化型オーステナイト系鋼種など、高価な元素を多用する一部の鋼種を除き実現が難しかったものである。
本発明のオーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼板における強度−延性バランスは、化学組成、複相化処理条件（焼入れ終了温度Ｔｑ）、および炭素分配処理条件によって制御できる。

〔複相化処理〕
複相化処理に供する鋼板は、通常のステンレス鋼板製造工程によって得られた圧延材を適用することができる。例えば、「連続鋳造→熱間圧延→焼鈍・酸洗→冷間圧延」の工程で所定の製品板厚に調整した鋼板を使用することができる。冷間圧延工程では、必要に応じて中間焼鈍を挟んだ複数回の冷間圧延を行ってもよい。

複相化処理においては、まず圧延材をオーステナイト単相温度域に加熱保持して炭素および窒素が完全固溶するように溶体化処理する。例えば９００〜１２００℃×均熱０〜１０ｍｉｎの条件が適用できる。過度に高温または長時間の保持を行うとオーステナイト粒が粗大化し、焼入れ後の複相組織も粗大化するので特性低下を招く要因となる。ここで均熱０ｍｉｎとは、材料の板厚中心部の温度が所定温度に到達した後、直ちに冷却することをいう。次いで溶体化処理温度からＭｓ点より低い温度Ｔｑまで急冷することにより、焼入れ処理を行う。急冷の手法は水あるいはその他の冷媒中に鋼板を浸漬する方法や、通板中の鋼帯に水等の液状冷媒を吹き付ける方法が採用できる。冷却速度は従来一般的なマルテンサイト系ステンレス鋼の焼入れ処理と同程度とすればよい。

焼入れ後のオーステナイト相とマルテンサイト相の相比は、焼入れ終了温度Ｔｑによって制御可能である。成分組成に応じて、所定の相比が得られるＴｑの条件を予備実験により求めておき、そのデータに基づいてＴｑを設定することにより精度よく相比を制御することができる。

〔炭素分配処理〕
焼入れ後の鋼板は、常温で保管したのち炭素分配処理に供しても構わないし、連続ラインにおいて上記複相化処理と炭素分配処理を連続的に実施しても構わない。ただし、複相化処理後には調質圧延などの加工工程を挿入することなく、そのまま炭素分配処理に供することが好ましい。

炭素分配処理は前述のように焼入れ後のマルテンサイト相中に過飽和に存在している炭素をオーステナイト相中に吐き出させるための加熱処理である。その加熱は「（３）式によるＭｓ点＋１５０℃」以上、Ａｃ₁点未満の温度域で行う。下限は「（３）式によるＭｓ点＋２００℃」以上に管理してもよい。また上限は６００℃以下、あるいは５５０℃以下に管理してもよい。炭素分配処理後の強度−延性バランスは、オーステナイト相とマルテンサイト相の相比、およびマルテンサイト相からオーステナイト相への炭素の拡散の程度によって変化する。一般的にはマルテンサイト相の体積率が大きいほど強度が高くなる。また、炭素の拡散が（ある程度までは）進行することにより伸びが増大する。本発明で対象とする化学組成の鋼の場合、オーステナイト相とマルテンサイト相の相比は前工程の複相化処理によって決定づけられ、炭素分配処理ではほとんど変化しない。したがって、炭素分配処理によってマルテンサイト相からオーステナイト相への炭素の拡散を適度に進行させると、主として伸びが増大することにより、上記（４）式で表される強度・延性バランス指標Ａ値は向上する。

マルテンサイト相からオーステナイト相への炭素の拡散は、加熱温度が高いほど進行しやすい。また加熱温度が同じであれば、加熱時間が（ある程度までは）長いほど進行しやすい。ところが、加熱温度が過度に高い場合や、加熱時間が過度に長い場合には、逆に強度・延性バランス指標Ａ値が低下してくることがわかった。その原因は現時点で必ずしも明確ではないが、一つには固溶炭素や固溶窒素が析出してくることが考えられる。オーステナイト相中における炭素、窒素の固溶量が減少するとオーステナイト安定度が低下してしまう。また、加熱温度が高い場合にはマルテンサイト相の分解（マルテンサイト相→フェライト相＋炭化物）が進行しやすくなり、これによって強度が低下することも要因になると考えられる。

強度−延性バランスは、化学組成、オーステナイト相とマルテンサイト相の相比に応じて、炭素分配処理における加熱温度および加熱時間を適正化することにより制御できる。炭素の拡散は加熱温度に到達するまでの昇温過程においても生じうるので、使用する加熱炉における「材料温度−時間曲線」を考慮する必要もある。具体的には、化学組成、相比、板厚毎の材料温度−時間曲線に応じて、引張強さが１２５０Ｎ／ｍｍ²以上、かつ（４）式に示す強度・延性バランス指標Ａ値が１７３００以上となる適正な加熱条件（炉温、在炉時間）を予備実験において求めておき、そのデータに基づいて熱処理を施せばよい。種々検討の結果、炭素分配処理における加熱温度（材料の最高到達温度）は上述のように「（３）式によるＭｓ点＋１５０℃」以上、Ａｃ₁点未満の範囲とする。本発明対象鋼種においては、この加熱温度範囲内で適正条件を見出すことができる。

また、例えば「熱処理」第４２巻第３号の１６３頁に説明されているＬａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＰ_LM（下記（５）式参照）を用いて加熱条件を管理しても構わない。この場合、Ｐ_LMが１５０００以下となるように加熱条件を設定すると良好な結果が得られる。
Ｐ_LM＝Ｔ_n（ｌｏｇｔ_n＋２０）…（５）
ただし、
Ｔ_n＝Ｔ_n-1＋αΔＴ
ｔ_n＝１０^P＋Δｔ
Ｐ＝｛（Ｔ_n-1／Ｔ_n）・（ｌｏｇｔ_n-1＋２０）−２０｝
ｔ₁＝Δｔ
である。ここで、Ｔ_n、Ｔ_n-1、ΔＴの単位は絶対温度（Ｋ）、ｔ_n、ｔ_n-1、Δｔの単位は時間（ｈ）であり、αは温度Ｔ_n-1での昇温または降温速度（Ｋ／ｈ）である。

加熱後、常温までの冷却速度については特にこだわる必要はないが、炭化物が析出するような極端に遅い冷却速度は避けるべきである。析出により固溶炭素が減少すると分配処理による残留オーステナイトの安定度向上効果が十分に得られなくなる場合がある。

表１に示す鋼を溶製し、そのスラブを抽出温度１２００℃にて熱間圧延して板厚４.０ｍｍの熱延鋼帯とし、６００℃×１２ｈ、炉冷の熱延板焼鈍および酸洗を施し、冷間圧延して板厚２.０ｍｍとし、６００〜７００℃×均熱１ｍｉｎの中間焼鈍および酸洗を施し、仕上げ冷間圧延を行って板厚１.０ｍｍの冷延鋼板を得た。この冷延鋼板に対して、「１１００℃×均熱１ｍｉｎの溶体化処理→約２０℃に調整された水中へ浸漬して急冷する焼入れ処理」からなる複相化処理を施し、次いで「大気中４００〜５００℃×在炉３〜６０ｍｉｎの加熱→常温まで炉外で放冷（空冷）」による炭素分配処理を施すことにより、供試材を得た。炭素分配処理の加熱条件は表２中に示してある。一部、炭素分配処理を省略した供試材（焼入れ材）も用意した。なお、上記炭素分配処理の加熱温度はＡｃ₁点未満である。

各供試材について、以下の調査を行った。
〔残留オーステナイト量〕
供試材から採取した試料について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて組織観察を行うことにより残留オーステナイト量（体積％）を求めた。なお、いずれの供試材もマトリクスを構成するオーステナイト相以外の相はマルテンサイト相であった。

〔硬さ〕
ＪＩＳＺ２２４０に従って荷重１０ｋｇで鋼板表面のビッカース硬さを測定した。
〔引張強さ、伸び〕
供試材から圧延方向を長手方向とするＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、引張速度１ｍｍ／ｍｉｎにて破断するまで引張試験を行って、引張強さおよび破断伸びを求めた。また、この引張強さおよび伸びの値を上記（４）式に代入して強度・延性バランス指標Ａ値を求めた。

上記供試材の他、市販のＪＩＳ規格ステンレス鋼板の中からＳＵＳ３０１Ｈ、ＳＵＳ３０４Ｈ、ＳＵＳ４２０Ｊ２焼戻し材を入手し、硬さ、引張強さ、伸びを測定した。
これらの結果を表２に示す。表２中には参考のため、炭素分配処理の加熱条件についての前述（５）式によるＬａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＰ_LMを併記した。

表２からわかるように、適正な条件で複相化処理および炭素分配処理を施した本発明例のものは、引張強さが１２５０Ｎ／ｍｍ²以上の高強度を有し、かつ上記（４）式の強度・延性バランス指標Ａ値が１７３００以上という、優れた強度−延性バランスを呈するものである。特に、炭素分配処理の条件によって、引張強さが１２５０Ｎ／ｍｍ²以上の高強度を有しながら、（４）式のＡ値が２３０００以上、あるいは２５０００以上、あるいは３００００以上という、非常に高いレベルの強度−延性バランスを実現することができる。

なお、本発明例の複相化処理後（焼入れ材）と炭素分配処理後のサンプルについて、それぞれＸ線回折によりオーステナイト相（面心立方格子）の格子定数を測定したところ、いずれも炭素分配処理によって格子定数が増大していることが確認された。例えば表２のＮｏ.１のデータを例示すると、オーステナイト相の格子定数は、焼入れまま；ａ＝０.３５８３４ｎｍ、炭素分配処理後；ａ＝０.３５９１８ｎｍであった。この格子定数の増大は、炭素分配処理によってオーステナイト結晶の侵入型位置に固溶する炭素量が増大したことに起因するものであると考えられる。なお、窒素についてもマルテンサイト相中からオーステナイト相中への拡散が生じると考えられ、上記の格子定数増大には窒素の拡散も一部寄与しているものと考えられる。

一方、比較例であるＮｏ.１−１、５−１は炭素分配処理を省略したものであり、焼入れにより高い強度を有する反面、伸びが低く、強度−延性バランスに劣る。Ｎｏ.５−５は炭素分配処理の加熱が過剰な条件（Ｐ_LM＞１５０００）であったことにより伸びが低下し、強度−延性バランスに劣る。Ｎｏ.２１−１、２１−２はＭｓ点が高すぎる鋼を使用したことにより、常温付近への焼入れではオーステナイト相を十分に残留させることができず、炭素分配処理の有無にかかわらず強度−延性バランスに劣る。Ｎｏ.２２−１、２２−２はＭｓ点が低すぎる鋼を使用したことにより、常温付近までの急冷ではマルテンサイト変態が生じておらず、炭素分配処理の有無にかかわらず強度−延性バランスに劣る。ＳＵＳ３０１Ｈ、ＳＵＳ３０４Ｈは加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼の鋼板であり、高強度を維持しながら優れた強度−延性バランスを実現することは容易でないことがわかる。ＳＵＳ４２０Ｊ２焼戻し材はマルテンサイト系ステンレス鋼の鋼板であり、強度レベルは高いが強度−延性バランスに劣る。

Claims

質量％で、Ｃ：０.２０％以下、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：５.０％以下、Ｎｉ：６.０％以下、Ｃｒ：１０.０〜１８.０％、Ｎ：０.２０％以下、Ｃｕ：０〜３.０％、Ｍｏ：０〜３.０％、Ｂ：０〜０.０５０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、下記（１）式で定義されるＣｒ当量が１０.０〜２０.０、下記（２）式で定義されるＮｉ当量が５.０〜１５.０、下記（３）式で定まるＭｓ点が０〜１５０℃である化学組成を有し、マトリクスが、オーステナイト相：１０〜７０体積％、残部：マルテンサイト相である金属組織を有し、引張強さが１２５０Ｎ／ｍｍ²以上、かつ下記（４）式に示す強度・延性バランス指標Ａ値が１７３００以上であるオーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼板。
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１.５Ｓｉ…（１）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０.５Ｍｎ＋０.３Ｃｕ…（２）
Ｍｓ＝｛３０００（０.０６８−Ｃ−Ｎ）＋５０（０.４７−Ｓｉ）＋６０（１.３３−Ｍｎ）＋１１０（８.９−Ｎｉ−Ｃｕ）＋７５（１４.６−Ｃｒ）−３２｝×５／９…（３）
Ａ値＝引張強さ（Ｎ／ｍｍ²）×伸び（％）…（４）
ここで、（１）〜（３）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、無添加の元素については０（ゼロ）が代入される。
オーステナイト相中の炭素濃度が、全体の平均炭素濃度（鋼のＣ含有量）よりも高くなっている請求項１に記載の複相組織ステンレス鋼板。
前記強度・延性バランス指標Ａ値が２３０００以上である請求項１または２に記載の複相組織ステンレス鋼板。
質量％で、Ｃ：０.２０％以下、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：５.０％以下、Ｎｉ：６.０％以下、Ｃｒ：１０.０〜１８.０％、Ｎ：０.２０％以下、Ｃｕ：０〜３.０％、Ｍｏ：０〜３.０％、Ｂ：０〜０.０５０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、下記（１）式で定義されるＣｒ当量が１０.０〜２０.０、下記（２）式で定義されるＮｉ当量が５.０〜１５.０、下記（３）式で定まるＭｓ点が０〜１５０℃である化学組成の鋼板を、オーステナイト単相温度域に加熱してオーステナイト単相組織とした後、前記Ｍｓ点より低い温度まで急冷することにより、マトリクスが、オーステナイト相：１０〜７０体積％、残部：マルテンサイト相である焼入れ材を得る工程（複相化処理工程）、
前記焼入れ材を「（３）式によるＭｓ点＋１５０℃」以上、Ａｃ₁点未満の温度範囲に加熱してマルテンサイト相中に固溶しているＣの一部をオーステナイト相に排出させることにより、下記（４）式に示す強度・延性バランス指標Ａ値が１７３００以上である特性を付与する工程（炭素分配処理工程）、
を有するオーステナイト＋マルテンサイト複相組織ステンレス鋼板の製造方法。
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１.５Ｓｉ…（１）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０.５Ｍｎ＋０.３Ｃｕ…（２）
Ｍｓ＝｛３０００（０.０６８−Ｃ−Ｎ）＋５０（０.４７−Ｓｉ）＋６０（１.３３−Ｍｎ）＋１１０（８.９−Ｎｉ−Ｃｕ）＋７５（１４.６−Ｃｒ）−３２｝×５／９…（３）
Ａ値＝引張強さ（Ｎ／ｍｍ²）×伸び（％）…（４）
ここで、（１）〜（３）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、無添加の元素については０（ゼロ）が代入される。