JP7618443B2 - 曲げ性に優れるフェライト－マルテンサイト複相ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は曲げ性に優れるフェライト－マルテンサイト複相ステンレス鋼およびその製造方法に関する。

強度を向上させたステンレス鋼として、焼入れ－焼戻し処理によって硬度を高めたマルテンサイト系ステンレス鋼が知られている。しかしながらこのマルテンサイト系ステンレス鋼は、延性が低いという問題がある。

この問題に対し、延性および強度の両方を確保するために、例えば、複相化熱処理技術が知られている。例えば、特許文献１には、ステンレス鋼の冷間圧延鋼板に対して複相化熱処理を施すことによる、高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼板の製造方法が記載されている。

特許文献２には、ステンレス鋼の冷間圧延鋼帯に複相化熱処理を施してフェライト＋マルテンサイトの混合組織の鋼帯とし、当該鋼帯に１０分間以内の連続時効処理を施す、ばね特性に優れた高強度複相組織ステンレス鋼帯の製造方法が記載されている。

また、特許文献３には、フェライト＋マルテンサイトの２相組織の表層部を脱炭することにより得られる、曲げ性を改善した高強度ステンレス鋼板が記載されている。具体的には、上記高強度ステンレス鋼板は、鋼板表面から板厚方向に向かって２５μｍまでの範囲の板厚断面におけるフェライト相の面積率が４８％以上、それ以外の範囲におけるフェライト相の面積率が４８％以下である。

また、特許文献４には、ステンレス鋼板に対して複相化熱処理としての第１の熱処理工程と、冷間圧延工程と、４００℃以上ＡＣ_１変態点未満の温度で加熱する第２の熱処理工程とを施す、延性に優れた高強度ステンレス鋼板の製造方法が記載されている。

また、特許文献５には、複相化熱処理後に時効処理を施すことにより、フェライト相とマルテンサイト相との間の硬度の差を３００ＨＶとすることで曲げ性を改善した、高強度ステンレス鋼材が記載されている。

特開昭６３－７３３８号公報 特開平３－５６６２１号公報 特開２００１－２３４９２９０号公報 特開２００４－３２３９６０号公報 国際公開番号ＷＯ２００９／０９９０３５号公報

しかしながら、特許文献１に記載の条件で複相化熱処理を施したステンレス鋼では、曲げ加工を施すことにより、クラックが発生する場合があった。また、特許文献２～５に記載の製造方法で得られるステンレス鋼は、曲げ性を向上させることができる一方で、製造工程において、複相化熱処理後に、時効処理などの追加の熱処理工程を施す必要がある。そのため、製造コストが高くなってしまう。

本発明の一態様は、複相ステンレス鋼の曲げ性を改善し、かつ製造コストを低減することを目的とする。

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るステンレス鋼は、質量％で、０．０１～０．２％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．１～４．０％のＭｎ、０．０５％以下のＰ、０．０３％以下のＳ、１０～２０％のＣｒ、０．０１～４．０％のＮｉ、０．１２％以下のＮ、０．０１％以下のＯを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるステンレス鋼であって、フェライト相およびマルテンサイト相を含み、硬度は２００～３４０ＨＶであり、前記ステンレス鋼の任意の断面において、前記マルテンサイト相の面積率は６０～７５％であり、炭化物の面積率は０．５～１．５％であり、個々の前記炭化物の長径は１μｍ以下である。

また、本発明の一態様に係るステンレス鋼の製造方法は、質量％で、０．０１～０．２％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．１～４．０％のＭｎ、０．０５％以下のＰ、０．０３％以下のＳ、１０～２０％のＣｒ、０．０１～４．０％のＮｉ、０．１２％以下のＮ、０．０１％以下のＯを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるステンレス鋼を、冷間圧延工程後に８００～１０００℃の温度域まで加熱し、前記温度域での１分未満の均熱保持後、１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する、最終焼鈍工程を含む。

本発明の一態様によれば、複相ステンレス鋼の曲げ性を改善し、かつ製造コストを低減することができる。

本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼の任意の断面のＳＥＭ写真である。 複相化温度での保持時間および複相化温度が複相ステンレス鋼の硬度に及ぼす影響を示すグラフである。 複相化温度での保持時間および複相化温度が、マルテンサイト面積率に及ぼす影響を示すグラフである。

以下、本発明の一実施形態について、詳細に説明する。なお、以下の記載は発明の趣旨をより良く理解させるためのものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものではない。また、本明細書において、「Ａ～Ｂ」とは、Ａ以上Ｂ以下であることを示している。また、本明細書において、化学組成に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。

＜用語の定義＞
「ステンレス鋼」との用語は、具体的な形状が限定されないステンレス鋼材を意味する。このステンレス鋼材としては、例えば、鋼板、鋼管、条鋼等が挙げられる。

本明細書において、「複相ステンレス鋼」は、特段の記載のない限り、フェライト相とマルテンサイト相とを含むステンレス鋼を意味する。

＜一般的な製法について＞
始めに、一般的なステンレス鋼帯の製造工程の一例について概略的に説明する。一般的なステンレス鋼帯の製造工程は、一例では、製鋼工程、熱間圧延工程、焼鈍工程、酸洗工程、冷間圧延工程、焼鈍・酸洗工程、および仕上圧延工程をこの順に含む。従来の製造工程におけるこれらの各工程については、公知の内容であることから、以下に説明することを除いて詳細な説明を省略する。

＜発明の知見の概要＞
複相ステンレス鋼は、相対的に軟質であり延性を有するフェライト相と、強度の高いマルテンサイト相とからなる複相金属組織を有する。そのため、複相ステンレス鋼は、強度および延性の両方を備えるステンレス鋼として知られている。しかしながら、複相ステンレス鋼は、フェライト相とマルテンサイト相との硬度差が大きいことにより、曲げ加工時に、軟質なフェライト相に変形が集中し、当該フェライト相を起点としたクラックが生じる場合があった。

曲げ性を向上させるために、複相ステンレス鋼におけるマルテンサイト相の相比を下げて複相ステンレス鋼を軟質化することが考えられる。しかしながら、マルテンサイト相の相比を下げると、強度を確保するマルテンサイト相の相比が下がることで、ステンレス鋼自体の強度も低下してしまう。また、複相ステンレス鋼の曲げ性を改善するためのこれまでに提案されている他の方法は、製造工程においてさらなる熱処理などの追加の工程を必要とするため、製造コストが上がってしまう。

本発明者らは、鋭意検討の結果、複相化熱処理における複相化温度域での保持時間を短くすることにより、曲げ性に優れる高強度複相ステンレス鋼が得られることを見出した（後述の実施例を参照）。本実施形態における複相ステンレス鋼は、マルテンサイト相の相比が高い割合に維持されており、かつ、曲げ性を改善するための熱処理工程を一連の製造工程に追加することを要しない。本発明の一態様によれば、製造コストが増大する可能性を低減して製造可能であり、高強度かつ曲げ性に優れる複相ステンレス鋼を提供することができる。

＜本発明の複相ステンレス鋼＞
本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼（ステンレス鋼）は、フェライト相およびマルテンサイト相を含む。また、前記複相ステンレス鋼の硬度（ビッカース硬さ）は２００～３４０ＨＶであり、当該複相ステンレス鋼の断面において、マルテンサイト相の面積率は６０～７５％であり、炭化物の面積率は０．５～１．５％であり、当該炭化物の長径は１μｍ以下である。

図１は、本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼の任意の断面のＳＥＭ写真である。図１に示されるように、本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼の任意の断面において、炭化物は、材料内に分散した粒状物として観察され得る。当該複相ステンレス鋼中に存在する炭化物としては、例えば、（Ｆｅ，Ｃｒ）_２３Ｃ_６などが挙げられる。炭化物の面積率とは、複相ステンレス鋼の断面の所定領域における、炭化物が存在している領域（炭化物粒子の面積の総和）の割合である。炭化物の長径とは、粒子状の炭化物の直径のうち、最大の長さの径を意味する。本発明の複相ステンレス鋼では、当該複相ステンレス鋼の断面において確認される個々の炭化物の長径が１μｍ以下である。マルテンサイト相および炭化物の面積率、ならびに炭化物の長径を測定するときの複相ステンレス鋼の断面の方向は特に限定されない。例えば、複相ステンレス鋼の圧延方向および板厚方向に平行な断面であってよい。

本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、延性を有するフェライト相と、強度を有するマルテンサイト相とを含むことにより、延性および強度を兼備している。硬質なマルテンサイト相の比率が高いほど、複相ステンレス鋼自体の強度は向上する。しかしながら、マルテンサイト相の比率が過剰に高いと、複相ステンレス鋼の延性が低下し、加工が困難となる。そのため、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、当該複相ステンレス鋼の断面におけるマルテンサイト相の面積率が６０～７５％である。これにより、複相ステンレス鋼自体の強度が確保される。

複相ステンレス鋼に対して曲げ加工を施す場合、複相ステンレス鋼の硬度が高いと加工性が低下する。また、複相ステンレス鋼の硬度が低すぎる場合、製品とした場合に変形が生じやすい。そのため、本実施形態における複相ステンレス鋼のビッカース硬さは２００～３４０ＨＶである。

同じ組成を有する複相ステンレス鋼において、断面における炭化物の面積率の違いは、炭化物がマルテンサイト相に固溶するＣ量の違いに起因すると考えられる。すなわち、同じ成分組成を有する複相ステンレス鋼において、炭化物の面積率が低いほど、マルテンサイト相に固溶したＣ量が多いと考えられる。マルテンサイト相に固溶するＣ量が多いと、マルテンサイト相の硬度が上がり、複相ステンレス鋼自体の硬度が上がる原因となり、曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、本発明の組成を有する複相ステンレス鋼において、複相ステンレス鋼の断面における好ましい炭化物の面積率は０．５～１．５％である。

さらに、複相ステンレス鋼において、炭化物が粗大であると、曲げ加工時にクラックの起点となりやすい。そのため、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、断面における個々の炭化物の長径が１μｍ以下であり、より好ましくは、０．７５μｍ以下である。これにより、複相ステンレス鋼の曲げ加工時にクラックを生じる可能性を低減することができる。

以上のことから、曲げ性に優れた複相ステンレス鋼が実現され得る。

（成分組成）
本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、必須の成分として、質量％で、０．０１～０．２％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．１～４．０％のＭｎ、０．０５％以下のＰ、０．０３％以下のＳ、１０～２０％のＣｒ、０．０１～４．０％のＮｉ、０．１２％以下のＮ、０．０１％以下のＯを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。

また、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、任意の成分として、４．０％以下のＣｕ、１．０％以下のＭｏ、１．０％以下のＷ、０．５％以下のＣｏ、０．２％以下のＡｌ、１．０％以下のＶ、１．０％以下のＮｂ、１．０％以下のＴｉ、０．００５％以下のＢ、０．００５％以下のＣａ、０．００５％以下のＭｇ、０．５％以下のＳｎ、０．５％以下のＳｂ、０．０１％以下のＧａ、０．０１％以下のＴａ、０．５％以下のＺｒ、０．１％以下のＹ、０．０１％以下のＨｆおよび０．１％以下のＲＥＭ（希土類元素）の少なくとも何れか１つをさらに含有してもよい。以下、本実施形態に係る複相ステンレス鋼に含まれる各元素の含有量の意義について説明する。

Ｃは、オーステナイト相を生成しやすくする、オーステナイト生成元素である。Ｃはオーステナイト組織を安定化させると共に、焼鈍および／または冷却過程で生成するマルテンサイトの強度を向上させる。Ｃ含有量が高くなると、Ｃがマルテンサイト相の体積率を増加させ、Ｃがマルテンサイト中に固溶するため、ステンレス鋼の強度が向上する。そのため、Ｃはステンレス鋼の強度を確保するうえで重要な元素である。ただし、ステンレス鋼のＣ含有量が高くなりすぎると、マルテンサイト相の体積率が高くなりすぎてしまい加工性が低下する。また、ステンレス鋼のＣ含有量が高くなりすぎると、靭性および耐食性を低下させる。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は０.０１～０．２％のＣを含有する。

Ｓｉは、ステンレス鋼の脱酸作用を有する元素であるが、フェライト相を生成しやすくする、フェライト相生成元素であることからＳｉ含有量が高いと十分なマルテンサイト量が得られない。一方、ステンレス鋼の過度の低Ｓｉ化は、精錬コストの増大に繋がる。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、０．０１～２．０％のＳｉを含有する。

Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、マルテンサイト相を得るために有効な元素である。しかし、多量のＭｎ含有はマルテンサイト相の体積率が高くなりすぎてしまうことから加工性の低下を招く。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、０．１～４．０％のＭｎを含有する。

Ｐ、Ｓは、不可避的不純物である。Ｐ、Ｓは、靭性を低下させる元素であるため、本実施形態に係る複相ステンレス鋼において、Ｐの含有量は０．０５％以下であり、Ｓの含有量は０．０３％以下である。

Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を高めるのに有効な成分である。しかし、Ｃｒはフェライト相を生成しやすくする、フェライト生成元素であるため、ステンレス鋼のＣｒ含有量が高くなりすぎると、マルテンサイト相の体積率を低下させる。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、１０．０～２０.０％のＣｒを含有する。

Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、マルテンサイト相を生成させるのに有効な元素である。さらに、ステンレス鋼の靱性および耐食性の向上にも有効である。しかし、Ｎｉ含有量が高くなりすぎると、マルテンサイト相のみからなるステンレス鋼になってしまい、複相組織が得られない。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼は０．０１～４．０％のＮｉ含有量を有する。

Ｎは、マルテンサイト相の体積率を増加させて、ステンレス鋼の強度向上に寄与する元素である。またＮは、マルテンサイト中に固溶することによっても、ステンレス鋼の強度を向上させる。ただし、Ｎ含有量が多くなるとオーステナイト中のＮの溶解度に起因して相比制御や固溶強化の効果が飽和する。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では０.１２％以下のＮ含有量を有する。より好ましくは、０．０５０%以下のＮ含有量を有する。

Ｏは、不可避的不純物である。Ｏは、酸化物系介在物を形成し、曲げ性を低下させる要因となるため、本実施形態に係る複相ステンレス鋼において、Ｏの含有量は０．０１％以下である。

（その他の成分）
本実施形態に係る複相ステンレス鋼は、上記の必須成分に加えて下記の元素群のうち１種類または２種類以上を選択的に含有していてもよい。

Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、またオーステナイト相を維持するために有効な元素である。Ｃｕを過剰添加すると、マルテンサイト相の体積率が高くなりすぎることにより加工性が低下する。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて４．０％以下のＣｕを添加してもよい。

Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、ステンレス鋼は、これらの元素を過度に含有すると硬質化し、靭性が低下するとともに材料コストが上昇する。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて１．０％以下のＭｏ、１．０％以下のＷおよび０．５％以下のＣｏのうち１種類以上を添加してもよい。

Ａｌは脱酸材として有効な元素である。一方、Ａｌはフェライト生成元素であるため、Ａｌを過剰に添加すると、オーステナイト生成元素の添加量を増加させる必要がある。また、Ａｌの添加による脱酸材としての効果は一定量で飽和に達し、過剰に添加しても向上しない。よって本実施形態に係る複相ステンレス鋼は０．２％以下のＡｌを添加してもよい。

Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、高温強度を向上させる効果がある。一方、これらの元素の過剰な添加は、鋼を硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて１．０％以下のＮｂ、１．０％以下のＶおよび１．０％以下のＴｉのうち１種類以上を添加してもよい。

Ｂ、Ｃａ、Ｍｇは、熱間加工性および２次加工性を向上させる元素である。一方、これらの元素の過度な添加は、ステンレス鋼の製造性を低下させる可能性がある。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて０．００５％以下のＢ、０．００５％以下のＣａおよび０．００５％以下のＭｇのうち１種類以上を添加してもよい。

Ｓｎ、Ｓｂは、耐食性を向上させる元素である。一方、これらの元素の過剰な添加は、ステンレス鋼の製造性を低下させる可能性がある。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて０．５％以下のＳｎおよび０．５％以下のＳｂのうち１種類以上を添加してもよい。

Ｇａ、Ｔａは、耐食性を向上させる元素である。一方、これらの元素の過剰な添加は、合金コストの増加をもたらす可能性がある。よって、本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて０．０１％以下のＧａおよび０．０１％以下のＴａのうち１種類以上を添加してもよい。

Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭは、熱間加工性および鋼の清浄度を向上させる元素である。また、耐酸化性を改善するための元素としても有効である。一方、これらの元素の過剰な添加は、合金コストの増加をもたらす可能性がある。よって本実施形態に係る複相ステンレス鋼では、必要に応じて０．５％以下のＺｒ、０．１％以下のＹ、０．０１％以下のＨｆおよび０．１％以下のＲＥＭのうち１種類以上を添加してもよい。

また、本実施形態に係る複相ステンレス鋼の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。

＜複相ステンレス鋼の製造方法＞
本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼の製造方法の一例について、以下に説明する。本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼の製造方法は、一般的なステンレス鋼の製造方法における最終焼鈍工程において、複相化熱処理を施すことを特徴とする。

（前処理工程）
前処理工程では、先ず、真空溶解炉を用いて、本発明の範囲内となるように組成を調整した鋼を溶製する。この鋼を鋳造して鋼塊を製造する。

（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、上記前処理工程後の鋼塊を熱間圧延することにより、熱延鋼帯を製造する。熱間圧延工程における温度は一般的な範囲内であってよく、例えば８００～１２５０℃程度であってよい。

（第１の焼鈍工程）
第１の焼鈍工程では、上記熱延鋼帯に対して、例えばバッチ型焼鈍炉（ベル型焼鈍炉）を用いて焼鈍（バッチ焼鈍）を行う。この焼鈍工程を第１の焼鈍工程と称する。

（酸洗工程）
酸洗工程では、第１の焼鈍工程により得られた焼鈍鋼帯に対して、第１の酸洗工程によって酸洗処理を施す。この酸洗工程では、焼鈍鋼帯の脱スケール処理が行われる。

（冷間圧延工程）
冷間圧延工程では、上記酸洗工程によって脱スケールされた上記焼鈍鋼帯に対して、例えば圧下率５０～９０％にて冷間圧延を施すことにより冷延鋼帯とする。

（最終焼鈍工程）
本実施形態に係る複相ステンレス鋼の製造方法では、最終焼鈍工程として、上記冷間圧延工程によって冷延された上記冷延鋼帯に対して、複相化熱処理を施す。具体的には、冷延鋼帯を、８００～１０００℃、好ましくは９００～１０００℃の複相化温度域まで加熱し、前記複相化温度域での１分未満、好ましくは４０秒以下の均熱保持後、１℃／ｓ以上、好ましくは３℃／ｓの冷却速度で冷却する。最終焼鈍工程では、冷延鋼帯を８００～１０００℃の複相化温度域まで加熱することにより、フェライト相と、後の冷却によってマルテンサイト相に変態するオーステナイト相との２相の金属組織を生じさせる。その後、加熱した冷延鋼帯を１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することにより、オーステナイト相をマルテンサイト相に変態させる。

このように、本実施形態に係る複相ステンレス鋼の製造方法では、８００～１０００℃の温度における短時間（１分未満）の均熱処理によってフェライト相とオーステナイト相との２相の金属組織を生じさせる。複相化温度域からの冷却速度については、オーステナイト相をマルテンサイト相に変態し得る速度であればよい。

本実施形態に係る複相ステンレス鋼の製造方法では、特徴的な（短時間の）複相化熱処理によって、その後の追加の熱処理工程を必要とせず所望の曲げ性を有する複相ステンレス鋼が得られる。そのため、複相化熱処理を、最終焼鈍工程とすることができる。

（酸洗工程、仕上げ圧延工程）
必要に応じ、最終焼鈍工程後の鋼帯に対して、酸洗工程における最終的な酸洗処理、および仕上げ圧延工程を行う。

上述のように、本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼の製造方法では、最終焼鈍工程として、冷間圧延板を、フェライト相およびオーステナイト相の２相域となる温度域（複相化温度域）まで加熱した後に冷却する、複相化熱処理を行う。当該複相化熱処理の過程において、冷延鋼帯中の炭化物の少なくとも一部がオーステナイト相に取り込まれ、冷却されることにより、マルテンサイト相に固溶した状態となる。すなわち、当該複相化熱処理によって、複相ステンレス鋼のマルテンサイト相における固溶Ｃ量が増大し、マルテンサイト相が硬質化する。このことから、複相化温度域における保持時間を短くすることにより、複相ステンレス鋼のマルテンサイト相中に固溶するＣ量が低減されたと考えられる。これにより、マルテンサイト相の硬度が低減してフェライト相との硬度差が小さくなったこと、および複相ステンレス鋼自体の硬度が低下したことにより、複相ステンレス鋼の曲げ性が向上したと考えられる。

（有利な効果）
以上の通り例示した複相ステンレス鋼の製造方法によって得られる複相ステンレス鋼は、優れた曲げ性を有している。

また、本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼の製造方法は、複相化熱処理後に追加の熱処理を施すことなく、曲げ性に優れた複相ステンレス鋼を得ることができるため、製造コストを低減することができる。

＜実施例＞
以下に、本発明の実施例（本発明例）および比較例に係るステンレス鋼板を評価した結果について説明する。

下記表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ～Ｕのステンレス鋼について、２．６ｍｍ厚の冷間圧延板を準備した。鋼種Ａ～Ｍは、本発明の範囲内の組成を有する鋼種である。鋼種Ｎ～Ｔは、本発明の範囲外の組成を有する鋼種である。なお、表１中の下線が付された項目は、本発明の一実施形態に係る複相ステンレス鋼の化学組成の範囲から外れた項目である。これは、下記表２でも同様である。

次に、当該鋼種Ａ～Ｕに対して、下記表２に示す条件で最終焼鈍工程（複相化熱処理）を実施した。表２における焼鈍時間とは、複相化温度での均熱保持時間を意味する。表２において、Ｎｏ．１～１３は、本発明の範囲内の条件により最終焼鈍工程を施した、本発明例の複相ステンレス鋼である。Ｎｏ．１４～２５は、本発明の範囲外の条件により最終焼鈍工程を施した、比較例としてのステンレス鋼である。また、表２には、本発明例および比較例についての、マルテンサイト面積率、炭化物面積率、炭化物径（炭化物の長径）、ビッカース硬さおよび曲げ性の評価の結果を示している。

（マルテンサイト相の体積率）
各条件で最終焼鈍工程を施し得られた複相ステンレス鋼板について、各複相ステンレス鋼板の断面におけるマルテンサイト相の面積率を測定した。各ステンレス鋼板について、圧延方向および板厚方向に平行な断面の板厚中心部を、光学顕微鏡を用いて１０００倍で撮影した。撮影した組織写真を基に点算法（ＪＩＳ Ｇ０５５５）によってマルテンサイト相の体積率を求めた。結果を、表２の「マルテンサイト面積率（％）」に示した。

（炭化物の面積率）
各条件で最終焼鈍工程を施し得られた複相ステンレス鋼板について、各複相ステンレス鋼板の断面における炭化物の面積率を測定した。各ステンレス鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面の板厚中心部を、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）を用いて２０００倍で撮影した。撮影した反射電子像を基に、点算法（ＪＩＳ Ｇ０５５５）によって炭化物の面積率を求めた。結果を、表２の「炭化物面積率（％）」に示した。

（炭化物の長径）
各条件で最終焼鈍工程を施し得られた複相ステンレス鋼板について、各複相ステンレス鋼板に存在する炭化物の長径を測定した。各ステンレス鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚中心部を、ＳＥＭを用いて２０００倍で撮影した。撮影した反射電子像における最大の炭化物の長径を測定し、結果を表２の「炭化物径（μｍ）」に示した。

（ビッカース硬さ）
各条件で最終焼鈍工程を施し得られた複相ステンレス鋼板について、ＪＩＳ Ｚ２２４４に基づき、ビッカース硬さ試験機を用い、試験荷重を５ｋｇとして、各ステンレス鋼板のビッカース硬さを測定した。評価結果を表２の「ビッカース硬さ（ＨＶ）」に示した。

（曲げ性）
各条件で最終焼鈍工程を施し得られた複相ステンレス鋼板について、各複相ステンレス鋼板の曲げ性を評価するために、曲げ試験を実施した。各条件で最終焼鈍工程を施し得られた複相ステンレス鋼板より、４０ｍｍ（圧延方向）×１５０ｍｍ（板幅方向）のサンプル片を採取した。当該サンプル片を、曲げ稜線が圧延方向と平行になるように、先端部が２．５Ｒ、先端角度９０°のＶブロック型治具に押し付けて９０°曲げ加工を施した。曲げ稜線部を、マイクロスコープを用いて５０倍の倍率で観察し、クラックの有無を確認した。「〇」は、クラックが発生していないことを表し、「×」は、クラックが発生したことを表す。

表２に示すように、本発明の範囲内条件での最終焼鈍工程を施すことによって得られた本発明例Ｎｏ．１～１３は、マルテンサイト面積率、炭化物径、およびビッカース硬さが本発明に規定する範囲内であり、良好な曲げ性を有していた。

一方、最終焼鈍工程が本発明の範囲外の条件である場合の比較例Ｎｏ．１４～２５は、マルテンサイト面積率、炭化物径、およびビッカース硬さのいずれかが本発明に規定する範囲外であり、曲げ性の評価が不良であった。比較例Ｎｏ．１４および比較例Ｎｏ．１７～２０については、曲げ性の評価は良好であったが、マルテンサイト面積率が本発明に規定する範囲外であった。すなわち、複相ステンレス鋼の強度が確保されていないと考えられる。

焼鈍時間の違いによる効果を示す例として、本発明例Ｎｏ．９と、比較例Ｎｏ．１６を比較する。本発明例Ｎｏ．９と、比較例Ｎｏ．１６とは、同じ鋼種Ｉに対して、同じ複相化温度での複相化熱処理を施しているが、焼鈍時間が異なる。複相化温度が同じであるため、２つの実施例のマルテンサイト面積率は同じであるものの、焼鈍時間が１分を超える比較例Ｎｏ．１６は、硬度が上がり、曲げ性も不良であった。これは、Ｎｏ．９の炭化物面積率が０．５２％であるのに対し、Ｎｏ．１６では０．２３％であることから、Ｎｏ．１６では、炭化物がより多くマルテンサイト相に固溶したためにマルテンサイト相の硬度が上がったためであると考えられる。

（複相化温度での保持時間および複相化温度が、複相ステンレス鋼の硬度に及ぼす影響）
図２は、複相化温度での保持時間および複相化温度が複相ステンレス鋼の硬度に及ぼす影響を示すグラフである。上記鋼種Ｉの組成を有する鋼板に対して、保持時間が４０秒と９０秒との場合について、複相化温度を９００～１１００℃まで変化させた場合の複相ステンレス鋼のビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さの測定は、上述した方法に従って実施した。保持時間について、４０秒は、本発明の範囲内であり、９０秒は、本発明の範囲外である。

図２から、本発明の複相化温度範囲内（９００～１０００℃）では、同じ組成を有するステンレス鋼を同じ複相化温度に供した場合、当該複相化温度における保持時間が４０秒の場合の方が、ビッカース硬さが低いことがわかる。また、複相化温度での保持時間が９０秒の場合、複相化温度が１０００℃では、既に硬度が３４０ＨＶを超えていることがわかる。

本実験により、本発明の複相化温度範囲内において、複相化温度での保持時間を１分未満とすることで、曲げ性に優れた２００～３４０ＨＶの硬度を有する複相ステンレス鋼が得られることが実証された。

（複相化温度での保持時間および複相化温度が、マルテンサイト面積率に及ぼす影響）
図３は、複相化温度での保持時間および複相化温度が、複相ステンレス鋼のマルテンサイト面積率に及ぼす影響を示すグラフである。上記鋼種Ｉの組成を有する鋼板に対して、保持時間が４０秒と９０秒との場合について、複相化温度を９００～１１００℃まで変化させた場合のマルテンサイト相の面積率を測定した。マルテンサイト相の面積率の測定は、上述した方法に従って実施した。

図３から、複相化温度での保持時間が４０秒の場合と、９０秒の場合で、複相化温度の変化によるマルテンサイト面積率の変化は、同様の結果を示すことがわかる。すなわち、複相ステンレス鋼のマルテンサイト面積率は、複相化温度での保持時間に依存せず、複相化温度によって決まることが明らかとなった。

〔付記事項〕
本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。

Claims (6)

1. 質量％で、０．０１～０．１２２％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．１～４．０％のＭｎ、０．０５％以下のＰ、０．０３％以下のＳ、１０～２０％のＣｒ、０．０１～４．０％のＮｉ、０．１２％以下のＮ、０．０１％以下のＯを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるステンレス鋼であって、
   フェライト相およびマルテンサイト相を含み、
   硬度は２００～３４０ＨＶであり、
   前記ステンレス鋼の任意の断面において、前記マルテンサイト相の面積率は６０～７５％であり、炭化物の面積率は０．５～１．５％であり、個々の前記炭化物の長径は１μｍ以下である、ステンレス鋼。
2. 質量％で、０．０１～０．１２２％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．１～４．０％のＭｎ、０．０５％以下のＰ、０．０３％以下のＳ、１０～２０％のＣｒ、０．０１～４．０％のＮｉ、０．１２％以下のＮ、０．０１％以下のＯ、４．０％以下のＣｕを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるステンレス鋼であって、
   フェライト相およびマルテンサイト相を含み、
   硬度は２００～３３５ＨＶであり、
   前記ステンレス鋼の任意の断面において、前記マルテンサイト相の面積率は６０～７５％であり、炭化物の面積率は０．５～１．５％であり、個々の前記炭化物の長径は１μｍ以下である、ステンレス鋼。
3. 質量％で、１．０％以下のＭｏ、１．０％以下のＷ、０．５％以下のＣｏ、０．２％以下のＡｌ、１．０％以下のＶ、１．０％以下のＮｂ、１．０％以下のＴｉ、０．００５％以下のＢ、０．００５％以下のＣａ、０．００５％以下のＭｇ、０．５％以下のＳｎ、０．５％以下のＳｂ、０．０１％以下のＧａ、０．０１％以下のＴａ、０．５％以下のＺｒ、０．１％以下のＹ、０．０１％以下のＨｆおよび０．１％以下のＲＥＭの少なくとも何れか１つをさらに含有する、請求項１または２に記載のステンレス鋼。
4. 質量％で、０．０１～０．１２２％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．１～４．０％のＭｎ、０．０５％以下のＰ、０．０３％以下のＳ、１０～２０％のＣｒ、０．０１～４．０％のＮｉ、０．１２％以下のＮ、０．０１％以下のＯを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるステンレス鋼を、冷間圧延工程後に８００～１０００℃の温度域まで加熱し、前記温度域での１分未満の均熱保持後、１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する、最終焼鈍工程を含み、
   前記最終焼鈍工程後のステンレス鋼が、フェライト相およびマルテンサイト相を含み、
   硬度は２００～３４０ＨＶであり、
   前記最終焼鈍工程後のステンレス鋼の任意の断面において、前記マルテンサイト相の面積率は６０～７５％であり、炭化物の面積率は０．５～１．５％であり、前記炭化物の長径は１μｍ以下である、ステンレス鋼の製造方法。
5. 質量％で、０．０１～０．１２２％のＣ、０．０１～２．０％のＳｉ、０．１～４．０％のＭｎ、０．０５％以下のＰ、０．０３％以下のＳ、１０～２０％のＣｒ、０．０１～４．０％のＮｉ、０．１２％以下のＮ、０．０１％以下のＯ、４．０％以下のＣｕを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるステンレス鋼を、冷間圧延工程後に８００～１０００℃の温度域まで加熱し、前記温度域での１分未満の均熱保持後、１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する、最終焼鈍工程を含み、
   前記最終焼鈍工程後のステンレス鋼が、フェライト相およびマルテンサイト相を含み、
   硬度は２００～３３５ＨＶであり、
   前記最終焼鈍工程後のステンレス鋼の任意の断面において、前記マルテンサイト相の面積率は６０～７５％であり、炭化物の面積率は０．５～１．５％であり、前記炭化物の長径は１μｍ以下である、ステンレス鋼の製造方法。
6. 質量％で、１．０％以下のＭｏ、１．０％以下のＷ、０．５％以下のＣｏ、０．２％以下のＡｌ、１．０％以下のＶ、１．０％以下のＮｂ、１．０％以下のＴｉ、０．００５％以下のＢ、０．００５％以下のＣａ、０．００５％以下のＭｇ、０．５％以下のＳｎ、０．５％以下のＳｂ、０．０１％以下のＧａ、０．０１％以下のＴａ、０．５％以下のＺｒ、０．１％以下のＹ、０．０１％以下のＨｆおよび０．１％以下のＲＥＭの少なくとも何れか１つをさらに含有する請求項４または５に記載のステンレス鋼の製造方法。

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