ステンレス鋼板及びその製造方法
【課題】強度、延性、疲労特性及び耐へたり性の向上が期待され、特にばね用ステンレス鋼として好適なステンレス鋼を、経済的に製造する。
【解決手段】可逆式圧延機を用いて鋼帯に調質圧延を行う際に、鋼帯に10%以上の圧下率の冷間圧延を行った後に、鋼帯を可逆式圧延機から少なくとも1回取り外し、強制冷却または大気中での放冷を行ってから、鋼帯に10%以上の圧下率の冷間圧延を行うことにより、C:0.10%以下、Si:1.0%以下、Mn:2.0%以下、Cr:16.0〜18.0%、Ni:6.0〜8.0%、N:0.06〜0.25%、Nb、Ti、Vの一種以上:合計で0〜0.5%以下を含有し、残部Fe及び不純物からなる化学組成を有し、その相構造がマルテンサイト相単相またはオーステナイト相との複相組織からなり、硬度(HV)が440以上であり、伸び(El)がEl≧390-0.82HVを満足するステンレス鋼板を製造する。
【解決手段】可逆式圧延機を用いて鋼帯に調質圧延を行う際に、鋼帯に10%以上の圧下率の冷間圧延を行った後に、鋼帯を可逆式圧延機から少なくとも1回取り外し、強制冷却または大気中での放冷を行ってから、鋼帯に10%以上の圧下率の冷間圧延を行うことにより、C:0.10%以下、Si:1.0%以下、Mn:2.0%以下、Cr:16.0〜18.0%、Ni:6.0〜8.0%、N:0.06〜0.25%、Nb、Ti、Vの一種以上:合計で0〜0.5%以下を含有し、残部Fe及び不純物からなる化学組成を有し、その相構造がマルテンサイト相単相またはオーステナイト相との複相組織からなり、硬度(HV)が440以上であり、伸び(El)がEl≧390-0.82HVを満足するステンレス鋼板を製造する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ステンレス鋼板及びその製造方法に関し、例えば、成形性と疲労特性及び強度に優れることから、自動車、家電製品、パソコンや携帯電話等に組み込まれて使用される多種多様の部品に最適に用いることができるばね用ステンレス鋼と、このばね用ステンレス鋼を安価かつ工業的に安定して提供することができる製造方法とに関する。
【背景技術】
【０００２】
最近の自動車、家電製品、パソコンや携帯電話等の製品、及びそれらに組み込まれて使用される多種多様のばね用途部品においては、小型化、軽量化さらには高密度化が推進されている。このため、それらに使用されるばね用ステンレス鋼の素材は、複雑な形状への加工や薄肉化（板厚低減）が進み、それらを補う高い延性と同時に高疲労強度や高い強度が要求されている。
【０００３】
上述の製品やその部品には、一般的に、ＳＵＳ３０１やＳＵＳ３０４に代表される準安定オーステナイト系ステンレス鋼が用いられる。これらの準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、加工や成形に際して、オーステナイト母相から硬質なマルテンサイト相への変態（加工誘起マルテンサイト変態）を生じ、高強度を得られる。また、加工や成形によるＴＲＩＰ効果の発現により高い伸び値を示す。このように、これらの準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、強度−延性バランスに優れた材料である。しかし、最近の製品及び部品の軽量化、小型化のさらなる進行により、準安定オーステナイト系ステンレス鋼のよりいっそうの高性能化が要求されている。
【０００４】
特許文献１、２には、結晶粒径を１〜２μｍに調整し、素材の延性を劣化させることなく素材の疲労強度を上昇させたばね用ステンレス鋼が開示されている。これらのばね用ステンレス鋼は、ＳＵＳ３０１Ｌ系を基本成分としており、一般に用いられるばね用ステンレス鋼であるＳＵＳ３０１系に比較すると加工硬化し難いという特徴を有する。このため、加工や圧延による素材強度の上昇には限界があり、４４０ＨＶ以上まで加工すると延性が著しく低下してしまう。
【０００５】
特許文献３には、特許文献１、２の結晶粒微細化ステンレス鋼を基にした低温時効硬化型ステンレス鋼が開示されている。この低温時効硬化型ステンレス鋼によれば、調質圧延後の延性を利用して成形加工し、加工後の時効処理によって強度を上昇させることが可能である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００２−１９４５０６公報
【特許文献２】特許第４０１９６３０号明細書
【特許文献３】国際公開第２００２／０８８４１０号パンフレット
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
近年、ばね用ステンレス鋼にはよりいっそうの高強度化が要求される。低温時効硬化型ステンレス鋼は、オーステナイト母相と加工誘起マルテンサイト相との間に生じるＮの固溶限の差を活用するものであり、強度を高めるためには基地中のマルテンサイト量を増やす観点から、調質圧延時に大圧下率の圧延を行う必要がある。このため、製品の形状不良や時効処理前の延性の低下によって、近年要求されるような複雑な形状への成形を行うことができない。
【０００８】
本発明の目的は、ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することであり、例えば、成形性と疲労特性及び強度に優れることから、自動車、家電製品、パソコンや携帯電話等に組み込まれて使用される多種多様の部品に最適に用いることができるばね用ステンレス鋼と、このばね用ステンレス鋼を安価かつ工業的に安定して提供するための製造方法とを提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は、可逆式圧延機を用いて鋼帯に調質圧延を行う際に目的板厚になる最終圧延パス前の圧延パスに際して、鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行った後に、鋼帯を可逆式圧延機から少なくとも１回取り外し、強制冷却または大気中での放冷を行ってから圧延を再開し、鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行うことにより、成形性と疲労特性及び強度に優れることから、自動車、家電製品、パソコンや携帯電話等に組み込まれて使用される多種多様の部品に最適に用いることができるステンレス鋼を提供できる、という技術思想に基づくものである。
【００１０】
本発明は、Ｃ：０．１０％以下（本明細書において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：２．０％以下、Ｃｒ：１６．０〜１８．０％、Ｎｉ：６．０〜８．０％、Ｎ：０．２５％以下、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの一種以上：合計で０〜０．５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、その相構造がマルテンサイト相単相またはオーステナイト相との複相組織からなり、成形加工前の硬度が４４０ＨＶ以上であり、成形加工前の伸びが式（１）：Ｅｌ≧３９０−０．８２ＨＶに従うことを特徴とするステンレス鋼である。式（１）において、符号Ｅｌは成形加工前の伸び（％）であり、符号ＨＶは成形加工前の硬度（ＨＶ）である。
【００１１】
別の観点からは、本発明は、可逆式圧延機を用いて鋼帯に調質圧延を行う際に、鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行った後に、鋼帯を可逆式圧延機から少なくとも１回取り外し、強制冷却または大気中での放冷を行ってから、鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行うことを特徴とする上記の本発明に係るステンレス鋼の製造方法である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、強度、延性、疲労特性及び耐へたり性が優れることから、自動車、家電製品、パソコンや携帯電話等の製品、それらに組み込まれて使用される多種多様の部品に最適に用いることができ、特にばね用ステンレス鋼として用いるのに好適なステンレス鋼を、安価かつ工業的に安定して製造することが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】特許文献２により開示されたステンレス鋼を３０％以上の種々の圧下率で圧延し、伸びと硬さを測定した結果を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
１．化学成分
本発明に係るステンレス鋼の化学組成を説明する。
［Ｃ：０．１０％以下］
Ｃを過度に含有すると、（部分）逆変態組織を得るために比較的低温で実施される最終焼鈍中に、多量のクロム炭化物の析出を招き、耐食性が低下する。また、時効処理時にクロム窒化物の析出が阻害されるとともに、材料の加工性を劣化させる。そこで、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１％以上０．０８％以下である。
【００１５】
［Ｓｉ：１．０％以下］
Ｓｉは固溶強化元素であり、（部分）逆変態組織を得るのを容易にする効果も有する。しかし、Ｓｉを過度に含有すると加工性低下を招く。そこで、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２％以上０．８％以下である。
【００１６】
［Ｍｎ：２．０％以下］
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含有する。Ｍｎを過度に含有すると、加工誘起マルテンサイト相が得られない場合があり、また、介在物の生成により材料の加工性低下及び耐食性の低下を招く。そこで、Ｍｎ含有量は、２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２％以上１．８％以下である。
【００１７】
［Ｃｒ：１６．０〜１８．０％］
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本元素であり、実用に耐える充分な耐食性を得るため、１６．０％以上含有する。本発明において、Ｃｒはクロム窒化物の構成元素として時効硬化に重要な役割を果たす。しかし、Ｃｒは、フェライト安定化元素であるため、その含有量が多すぎると鋼中へのフェライト相の残存を招く。そこで、Ｃｒ含有量は１６．０％以上１８．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１６．４％以上１７．９％以下である。
【００１８】
［Ｎｉ：６．０〜８．０％］
Ｎｉは、Ｃ、Ｎを除く合金元素の中で最も強力かつ有効なオーステナイト安定化元素であり、室温においてオーステナイト単相組織を得るために含有する。しかし、Ｎｉを過度に含有すると、調質圧延において加工誘起マルテンサイト変態が起こらなくなる。室温で準安定オーステナイト状態とし、冷間圧延後に上記変態により必要な強度と良好な加工性を得るため、Ｎｉ含有量は６．０％以上８．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは６．１％以上７．６％以下である。
【００１９】
［Ｎ：０．２５％以下］
Ｎは、クロム窒化物の構成元素である。また、後述するようにＮｂを含有する場合には、最終焼鈍時にニオブ窒化物も析出し、微細な（部分）逆変態組織を得るのを容易にする効果があると考えられる。また、Ｎは、Ｃとともに最も有効な材料の強化元素の一つである。しかし、Ｎは、Ｃと同様に強力なオーステナイト安定化元素であるので、その含有量の増加に伴いマルテンサイト変態が抑制される。また、Ｎの過度な含有は、鋼板の製造を難しくする。このため、Ｎ含有量は０．２５％以下とする。以上の効果を確実に得るには、Ｎは、０．０６％以上含有することが好ましく、さらに好ましいＮ含有量は０．０８％以上０．２４％以下である。
【００２０】
［Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの一種以上：合計で０〜０．５％以下］
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、本発明では任意元素であり、最終焼鈍時に窒化物を析出させ、微細な（部分）逆変態組織を得ることを容易にする効果を有するので、必要に応じて含有してもよい。しかし、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、高価な元素であり、多量に含有するとコストが嵩むため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの一種以上の合計含有量は０．５％以下とする。上述した効果を確実に得るためには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの一種以上の合計含有量は０．０１％以上であることが好ましく、さらに好ましい合計含有量は０．０３％以上、０．２６％以下である。
【００２１】
本発明に係るステンレス鋼の残部はＦｅ及び不純物である。ただし、所望により、上述した化学成分以外に工業的製造の要請からの元素、たとえば溶製時に脱酸材として使用されるＣａあるいはＲＥＭ（希土類金属）、熱間加工性の改善が見込まれるＢ等を、必要に応じてそれぞれ０．５％以下含有しても差し支えない。
【００２２】
２．金属組織、硬度及び機械特性
次に、本発明に係るステンレス鋼の金属組織、硬度及び機械特性を説明する。
【００２３】
本発明は、ＳＵＳ３０１Ｌに相当する化学組成の既存のオーステナイト系ステンレス鋼からばね用ステンレス鋼を製造する場合に、最終焼鈍時に平均結晶粒５μｍ以下に調整して疲労特性を向上させた後、調質圧延により十分な量のマルテンサイト相を加工誘起させておけば、調質圧延後に優れた延性を保持したまま高強度化でき、さらに、成形加工後の時効処理で従来に比較して低温かつ短時間の時効処理によってクロム窒化物を析出させることができ、これにより、４４０ＨＶ以上、好ましくは５００ＨＶ以上の硬度まで材料を著しく強化できる、という新規な知見に基づく。
【００２４】
本発明者らの検討結果によれば、最終焼鈍により結晶粒界密度を上昇させて析出物構成元素（Ｃｒ、Ｎ等）の拡散を容易にした場合、上記のクロム窒化物の析出は、調質圧延により加工誘起させたマルテンサイト相において生じることが認められた。これはオーステナイト母相に比べてマルテンサイト相のＮ固溶限が低いことに起因する。したがって、本発明に係るステンレス鋼は、クロム窒化物が析出したマルテンサイト相と残部オーステナイトとの複相組織、またはクロム窒化物が析出したマルテンサイト単相組織を有する。
【００２５】
上記時効処理によりビッカース硬度（ＨＶ）で４０以上の増大という顕著な時効硬化を得るためには、クロム窒化物が析出するマルテンサイト相の割合が十分に多くなければならない。
【００２６】
４４０ＨＶ以上という硬度は、通常の冷間圧延のみで得られる当該ステンレス鋼の硬度の上限ないしそれに近いと考えられる。本発明に係るステンレス鋼の硬度は、好ましくは、高性能化に有効である５００ＨＶ以上または５２０ＨＶ以上であるが、通常の冷間圧延では得ることが難しい。
【００２７】
上記の時効硬化及び鋼組織は、冷間圧延材に最終焼鈍を行って、平均粒径５μｍ以下の逆変態粒が面積率で５０％以上を占め、残部が未変態部からなる再結晶組織（以下、この組織を「（部分）逆変態組織」という）にした後、調質圧延して得られた、加工誘起マルテンサイト相を含むステンレス鋼からばね用ステンレス鋼を製造する場合に得られる。
【００２８】
さらに、本発明に係るステンレス鋼は、４４０ＨＶ以上の硬度で、後述するように硬度ＨＶと伸びＥｌが上記式（１）を満足する。
【００２９】
３．製造方法
次に、本発明に係るステンレス鋼の製造方法を説明する。
上述した化学組成を有する材料を、溶製、鋳造、熱間圧延、冷間圧延等の工程を経て、冷間圧延材とし、本発明の製造方法に従って最終焼鈍と調質圧延を行い、加工素材となるステンレス鋼を製造する。
【００３０】
素材のステンレス鋼の製造は、冷間圧延までは、慣用の方法により行えばよい。圧延は圧下率３０％以上で行うことが好ましい。
冷間圧延したステンレス鋼（冷間圧延材）を最終焼鈍する。この最終焼鈍は、最終焼鈍後に平均粒径５μｍ以下の逆変態粒が面積率で５０〜１００％を占め、残部が未逆変態部からなる（部分）逆変態組織を得られるように、行うことが好ましい。
【００３１】
このように微細な逆変態粒に相変態させるには、焼鈍を比較的低温かつ短時間で行えばよい。例えば、加熱温度７５０〜９５０℃、加熱時間１〜３００秒間の範囲内で、上記の逆変態組織を得られるように焼鈍条件を設定することができる。上述した化学組成を有するステンレス鋼は、このような焼鈍によって上記の微細な（部分）逆変態組織を容易に形成することができる。
【００３２】
最終焼鈍後の組織が、平均粒径５μｍ以下の逆変態粒が断面積で半分以上を占める微細な（部分）逆変態組織であると、粒界密度が上昇するのでその後の熱処理中に析出物構成元素（Ｃｒ、Ｎ等）の拡散が助長される。その結果、調質圧延後の時効処理中に加工誘起されたマルテンサイト相においてクロム窒化物が容易に析出して材料が硬化する。
【００３３】
逆変態粒の平均粒径が５μｍを超えるか、またはその面積率が５０％未満では、優れた時効硬化特性及び疲労特性を得ることが難しくなる。また、仮にその効果が得られたとしても、調質圧延後の加工性が不足する。逆変態粒の面積率は好ましくは６０％以上、より好ましくは８０％以上であり、１００％であってもよい。
【００３４】
最終焼鈍後に、調質圧延を圧下率３０％以上で行うことが好ましい。これは、その後に行う時効処理によって５００ＨＶ以上の硬度を確保できるようにするためである。４４０ＨＶ以上の硬度で上記式（１）を満たすように調質圧延を行うことによって、優れた延性を確保したまま加工誘起マルテンサイト量を効率よく増やすことが可能である。ここで、式（１）を満たすためには、鋼板の加工発熱を抑制することが重要である。そこで、鋼板の温度上昇を抑制する圧延方法について説明する。
【００３５】
特許文献２により開示されたステンレス鋼は、疲労強度には優れているものの、加工硬化率が低いため、加工や圧延による素材強度の上昇には限界があり、４４０ＨＶ以上まで加工すると延性が著しく低下する。一方、４４０ＨＶ以上の高硬度域においても効率よく加工誘起マルテンサイト変態が生じれば、強度−延性バランスが改善されると考えられる。一方、特許文献３により開示された低温時効硬化型ステンレス鋼は、オーステナイト母相と加工誘起マルテンサイト相の間に生じるＮの固溶限の差を活用する。したがって、延性を損なうことなく加工誘起マルテンサイト相を効率的に生成できれば、時効硬化性に優れたステンレス鋼となる。
【００３６】
加工誘起マルテンサイト量を増量させるには、化学成分の変更によってオーステナイト安定度を低下させることが最も簡便な手法であるが、結晶粒を微細化するための最適な化学成分が決まっていることから、この手法は適当ではない。
【００３７】
加工誘起マルテンサイト量は、圧延時の加工発熱による鋼板の温度変化に影響される。圧延時の鋼板の温度上昇を避けるように圧延方法を調整すれば、圧下率を上昇させることなく加工誘起マルテンサイト量を増加させることが可能である。
【００３８】
一般に、一定の圧下率で加工した場合、加工発熱量も一定となる。加工ひずみ量が高ければ、マルテンサイト変態量はその分増加することになるが、加工発熱量も大きくなるため、その後の加工による加工誘起マルテンサイト変態は阻害される。そのため、加工誘起マルテンサイト量を増加させるには、鋼板を充分に冷却しながら圧延する方法が有効である。
【００３９】
本発明者らは、特許文献２により開示されたステンレス鋼を３０％以上の種々の圧下率で圧延し、伸びと硬さを測定した。測定結果を図１にグラフで示す。なお、一部の鋼板は、圧延途中で冷却処理を行っている。
【００４０】
図１にグラフで示すように、冷却処理のない通常圧延方法では４４０ＨＶ以上では硬度上昇は小さいものの伸びは著しく低下する。これに対し、冷却処理を行った冷却圧延では５００ＨＶ近くまで高強度化が可能となり、なおかつ、伸びの低下も緩和される。本発明者等の検討結果によれば、冷却処理を実施した場合、４４０ＨＶ以上の硬度では、硬度ＨＶと伸びＥｌが式（１）に従う。
【００４１】
Ｅｌ≧３９０−０．８２ＨＶ ・・・（１）
ただし、式（１）において、符号Ｅｌは成形加工前の伸び（％）であり、符号ＨＶは成形加工前の硬度（ＨＶ）である。
【００４２】
鋼板の冷却方法としては、圧延時のラインスピードを低下することが簡便である。ラインスピードを低下することにより鋼板の冷却時間を稼ぐことができるため、加工誘起マルテンサイト変態を促進することが可能になる。しかしながら、充分な冷却効果を得るにはラインスピードを極端に低下する必要があり、１コイルあたりの圧延時間が著しく増加するため、生産性が大幅に低下してしまう。
【００４３】
そこで、本発明では、可逆式圧延機を用いて鋼帯に調質圧延を行う際に目的板厚になる最終圧延パス前の圧延パスに際して、鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行った後に、鋼帯を可逆式圧延機から少なくとも１回取り外し、強制冷却または大気中での放冷を行ってから圧延を再開し、鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行う。なお、取り外し前後の圧下率は、｛取り外し前の圧下率＝（ｔｉ‐ｔｎ）／ｔｉ，取り外し２回目以降の圧下率＝（ｔｎ−１−ｔｎ）／ｔｎ−１｝ここで、ｔｉ：調質圧延開始時の板厚，ｔｎ：ｎ回取り外し後の板厚である。
【００４４】
この方法によれば、取り外し前の圧延時の加工発熱により上昇した鋼板温度を常温まで低下させることが可能である。また、可逆式圧延機からコイルを取り外して冷却している間に取り外したコイルとは別のコイルを圧延すれば、生産性の低下を、着脱作業による低下のみに抑制することができる。
【００４５】
このように、目的板厚になる最終圧延パス前の圧延パスにおいてコイルを可逆式圧延機から少なくとも１回は取り外して冷却することで、鋼板の温度上昇が避けられ、より加工誘起マルテンサイト相を生成し易くなる。冷却条件は特に限定しないが、加工誘起マルテンサイト相を生成し易くするという観点からは４０℃以下まで放冷することが望ましい。圧延途中での冷却中に、取り外したコイルとは別のコイルを可逆式圧延機で圧延することによって、生産性の低下及び製造コストの上昇を抑制することが可能である。
【００４６】
以上の調質圧延により、加工誘起マルテンサイトと残部オーステナイトの複相組織または、マルテンサイト単相組織からミクロ組織とする。調質圧延の圧下率は、好ましくは４０％以上６０％以下であり、この調質圧延により多量のマルテンサイトを生成させておけば、その後の時効処理によって、時効処理温度が２００℃以上５００℃以下の範囲と低温であっても４０ＨＶ以上の硬度上昇、かつ５００ＨＶ以上の硬度を得ることができる。
【００４７】
こうして製造されたステンレス鋼は、結晶粒径が５μｍ以下であることに起因して疲労特性に優れる。また、特殊な調質圧延によって高強度かつ加工性が良好なステンレス鋼が得られ、素材の強度−延性バランスが向上する。さらに、成形加工後に時効処理を行うと、マルテンサイト相におけるクロム窒化物の析出による時効硬化によって４０ＨＶ以上の硬度上昇が得られ、５００ＨＶ以上の硬度となる。この時効硬化は、３００℃前後、より一般的には２００℃以上５００℃以下の範囲の比較的低温での熱処理によって達成される。
【実施例】
【００４８】
表１に示す化学組成を有するステンレス鋼を電気炉で溶製した。鋼Ａ〜Ｆは、本発明で規定する化学成分を満足する本発明例であり、鋼Ｇ〜Ｉは本発明で規定する化学成分を満足しない比較例である。
【００４９】
【表１】
【００５０】
これらの鋼Ａ〜Ｉに熱間圧延を行った後、焼鈍と冷間圧延とを繰り返して冷間圧延鋼板とした。次いで、得られた冷間圧延鋼板に、７００〜１１００℃の温度及び１〜６００秒間の加熱時間から選んだ条件で焼鈍し、その後可逆式圧延機を用いて調質圧延を行った。
【００５１】
調質圧延は、表２の製造方法に示す各所定の圧延方法で行った。表２における製造記号１〜７の調質圧延鋼板は、１０％以上の圧下率の冷間圧延を行った後、鋼帯を可逆式圧延機から取り外し、強制冷却または大気中にて放冷して、再度１０％以上の冷間圧延を行う方法により、製造した。また、表２における製造記号８〜１３の調質圧延鋼板は、この取り外しを行わない通常の連続圧延により、製造した。表２における製造記号１〜７は、本発明で規定する条件を満足する本発明例であり、製造記号８〜１３は、本発明で規定する条件を満足しない比較例である。
【００５２】
【表２】
【００５３】
その後、得られた調質圧延鋼板に対して、それぞれ３００℃の温度で１０分間の時効処理を施した。
別に、最終焼鈍後、調質圧延後及び時効処理後の各段階において、ステンレス鋼板の試験片を採取し、下記調査に供した。
【００５４】
ミクロ組織に関して、最終焼鈍後に加工誘起マルテンサイトからオーステナイトに逆変態した微細粒（逆変態粒）の平均粒径と面積率は、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた試験片の断面観察結果から求めた。この平均粒径及び面積率は、無作為に選んだ４視野での平均値である。
【００５５】
マルテンサイト相割合は、フェライト量測定器を用いて測定されたフェライト量をマルテンサイト量割合として代用した。
硬度は、調質圧延後、及び時効処理後の各段階においてマイクロビッカース硬度計を用いて荷重９．８ＮでＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００３に準じて測定した。時効硬化を評価するため、調質圧延後と時効処理後の硬度の差（強化度）をΔＨＶとして算出した。
【００５６】
伸びは、調質圧延後の鋼板から試験片採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：１９９８に準じて引張試験を行って測定した。
疲労特性は、時効処理後の鋼板から試験片を採取して、振幅１０μｍの条件で１０７回の平面曲げ疲労試験を実施し、破壊の有無から測定した。
【００５７】
以上の調査結果を処理条件とともに表２にまとめて示す。
表２に示すように、本発明例である製造記号１〜７では、最終焼鈍後に逆変態粒の平均粒径が５μｍ以下であり、その面積率が５０％以上であるＳＵＳ３０１Ｌに相当するステンレス鋼板となる。その後、調質圧延の途中で鋼板を一旦大気中で保管して放冷した後に再度圧延する方法によって、３０％以上の圧下率の調質圧延を行う。そして、このステンレス鋼は十分な加工性も有している。
【００５８】
このステンレス鋼板を、比較的低温の３００℃で時効処理すると、４０ＨＶ以上の硬度上昇を示し、５００ＨＶを超える高強度を示す。時効処理後のミクロ観察により、析出したクロム窒化物が観察された。このクロム窒化物はオーステナイトよりＮ固溶限が小さいマルテンサイト相において析出したものである。
【００５９】
このように、本発明例である製造記号１〜７のステンレス鋼板は、調質圧延後には十分な加工性を有し、その後の時効処理により著しい高強度化が図られることがわかる。
これに対し、比較例である製造記号８〜１３のステンレス鋼板は、本発明で規定する成分を有していないために最終焼鈍後の結晶粒径が５μｍよりも大きくなっているか、もしくは本発明で規定する調質圧延を行っていないために調質圧延時に生成する加工誘起マルテンサイトの割合が不足しているために式（１）の条件を満たさず、時効処理による硬度上昇が４０ＨＶを下回っている。また、時効処理後の硬度が５００ＨＶを満たさないものもあった。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ステンレス鋼板及びその製造方法に関し、例えば、成形性と疲労特性及び強度に優れることから、自動車、家電製品、パソコンや携帯電話等に組み込まれて使用される多種多様の部品に最適に用いることができるばね用ステンレス鋼と、このばね用ステンレス鋼を安価かつ工業的に安定して提供することができる製造方法とに関する。
【背景技術】
【０００２】
最近の自動車、家電製品、パソコンや携帯電話等の製品、及びそれらに組み込まれて使用される多種多様のばね用途部品においては、小型化、軽量化さらには高密度化が推進されている。このため、それらに使用されるばね用ステンレス鋼の素材は、複雑な形状への加工や薄肉化（板厚低減）が進み、それらを補う高い延性と同時に高疲労強度や高い強度が要求されている。
【０００３】
上述の製品やその部品には、一般的に、ＳＵＳ３０１やＳＵＳ３０４に代表される準安定オーステナイト系ステンレス鋼が用いられる。これらの準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、加工や成形に際して、オーステナイト母相から硬質なマルテンサイト相への変態（加工誘起マルテンサイト変態）を生じ、高強度を得られる。また、加工や成形によるＴＲＩＰ効果の発現により高い伸び値を示す。このように、これらの準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、強度−延性バランスに優れた材料である。しかし、最近の製品及び部品の軽量化、小型化のさらなる進行により、準安定オーステナイト系ステンレス鋼のよりいっそうの高性能化が要求されている。
【０００４】
特許文献１、２には、結晶粒径を１〜２μｍに調整し、素材の延性を劣化させることなく素材の疲労強度を上昇させたばね用ステンレス鋼が開示されている。これらのばね用ステンレス鋼は、ＳＵＳ３０１Ｌ系を基本成分としており、一般に用いられるばね用ステンレス鋼であるＳＵＳ３０１系に比較すると加工硬化し難いという特徴を有する。このため、加工や圧延による素材強度の上昇には限界があり、４４０ＨＶ以上まで加工すると延性が著しく低下してしまう。
【０００５】
特許文献３には、特許文献１、２の結晶粒微細化ステンレス鋼を基にした低温時効硬化型ステンレス鋼が開示されている。この低温時効硬化型ステンレス鋼によれば、調質圧延後の延性を利用して成形加工し、加工後の時効処理によって強度を上昇させることが可能である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００２−１９４５０６公報
【特許文献２】特許第４０１９６３０号明細書
【特許文献３】国際公開第２００２／０８８４１０号パンフレット
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
近年、ばね用ステンレス鋼にはよりいっそうの高強度化が要求される。低温時効硬化型ステンレス鋼は、オーステナイト母相と加工誘起マルテンサイト相との間に生じるＮの固溶限の差を活用するものであり、強度を高めるためには基地中のマルテンサイト量を増やす観点から、調質圧延時に大圧下率の圧延を行う必要がある。このため、製品の形状不良や時効処理前の延性の低下によって、近年要求されるような複雑な形状への成形を行うことができない。
【０００８】
本発明の目的は、ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することであり、例えば、成形性と疲労特性及び強度に優れることから、自動車、家電製品、パソコンや携帯電話等に組み込まれて使用される多種多様の部品に最適に用いることができるばね用ステンレス鋼と、このばね用ステンレス鋼を安価かつ工業的に安定して提供するための製造方法とを提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は、可逆式圧延機を用いて鋼帯に調質圧延を行う際に目的板厚になる最終圧延パス前の圧延パスに際して、鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行った後に、鋼帯を可逆式圧延機から少なくとも１回取り外し、強制冷却または大気中での放冷を行ってから圧延を再開し、鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行うことにより、成形性と疲労特性及び強度に優れることから、自動車、家電製品、パソコンや携帯電話等に組み込まれて使用される多種多様の部品に最適に用いることができるステンレス鋼を提供できる、という技術思想に基づくものである。
【００１０】
本発明は、Ｃ：０．１０％以下（本明細書において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：２．０％以下、Ｃｒ：１６．０〜１８．０％、Ｎｉ：６．０〜８．０％、Ｎ：０．２５％以下、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの一種以上：合計で０〜０．５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、その相構造がマルテンサイト相単相またはオーステナイト相との複相組織からなり、成形加工前の硬度が４４０ＨＶ以上であり、成形加工前の伸びが式（１）：Ｅｌ≧３９０−０．８２ＨＶに従うことを特徴とするステンレス鋼である。式（１）において、符号Ｅｌは成形加工前の伸び（％）であり、符号ＨＶは成形加工前の硬度（ＨＶ）である。
【００１１】
別の観点からは、本発明は、可逆式圧延機を用いて鋼帯に調質圧延を行う際に、鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行った後に、鋼帯を可逆式圧延機から少なくとも１回取り外し、強制冷却または大気中での放冷を行ってから、鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行うことを特徴とする上記の本発明に係るステンレス鋼の製造方法である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、強度、延性、疲労特性及び耐へたり性が優れることから、自動車、家電製品、パソコンや携帯電話等の製品、それらに組み込まれて使用される多種多様の部品に最適に用いることができ、特にばね用ステンレス鋼として用いるのに好適なステンレス鋼を、安価かつ工業的に安定して製造することが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】特許文献２により開示されたステンレス鋼を３０％以上の種々の圧下率で圧延し、伸びと硬さを測定した結果を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
１．化学成分
本発明に係るステンレス鋼の化学組成を説明する。
［Ｃ：０．１０％以下］
Ｃを過度に含有すると、（部分）逆変態組織を得るために比較的低温で実施される最終焼鈍中に、多量のクロム炭化物の析出を招き、耐食性が低下する。また、時効処理時にクロム窒化物の析出が阻害されるとともに、材料の加工性を劣化させる。そこで、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１％以上０．０８％以下である。
【００１５】
［Ｓｉ：１．０％以下］
Ｓｉは固溶強化元素であり、（部分）逆変態組織を得るのを容易にする効果も有する。しかし、Ｓｉを過度に含有すると加工性低下を招く。そこで、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２％以上０．８％以下である。
【００１６】
［Ｍｎ：２．０％以下］
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含有する。Ｍｎを過度に含有すると、加工誘起マルテンサイト相が得られない場合があり、また、介在物の生成により材料の加工性低下及び耐食性の低下を招く。そこで、Ｍｎ含有量は、２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２％以上１．８％以下である。
【００１７】
［Ｃｒ：１６．０〜１８．０％］
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本元素であり、実用に耐える充分な耐食性を得るため、１６．０％以上含有する。本発明において、Ｃｒはクロム窒化物の構成元素として時効硬化に重要な役割を果たす。しかし、Ｃｒは、フェライト安定化元素であるため、その含有量が多すぎると鋼中へのフェライト相の残存を招く。そこで、Ｃｒ含有量は１６．０％以上１８．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１６．４％以上１７．９％以下である。
【００１８】
［Ｎｉ：６．０〜８．０％］
Ｎｉは、Ｃ、Ｎを除く合金元素の中で最も強力かつ有効なオーステナイト安定化元素であり、室温においてオーステナイト単相組織を得るために含有する。しかし、Ｎｉを過度に含有すると、調質圧延において加工誘起マルテンサイト変態が起こらなくなる。室温で準安定オーステナイト状態とし、冷間圧延後に上記変態により必要な強度と良好な加工性を得るため、Ｎｉ含有量は６．０％以上８．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは６．１％以上７．６％以下である。
【００１９】
［Ｎ：０．２５％以下］
Ｎは、クロム窒化物の構成元素である。また、後述するようにＮｂを含有する場合には、最終焼鈍時にニオブ窒化物も析出し、微細な（部分）逆変態組織を得るのを容易にする効果があると考えられる。また、Ｎは、Ｃとともに最も有効な材料の強化元素の一つである。しかし、Ｎは、Ｃと同様に強力なオーステナイト安定化元素であるので、その含有量の増加に伴いマルテンサイト変態が抑制される。また、Ｎの過度な含有は、鋼板の製造を難しくする。このため、Ｎ含有量は０．２５％以下とする。以上の効果を確実に得るには、Ｎは、０．０６％以上含有することが好ましく、さらに好ましいＮ含有量は０．０８％以上０．２４％以下である。
【００２０】
［Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの一種以上：合計で０〜０．５％以下］
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、本発明では任意元素であり、最終焼鈍時に窒化物を析出させ、微細な（部分）逆変態組織を得ることを容易にする効果を有するので、必要に応じて含有してもよい。しかし、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、高価な元素であり、多量に含有するとコストが嵩むため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの一種以上の合計含有量は０．５％以下とする。上述した効果を確実に得るためには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの一種以上の合計含有量は０．０１％以上であることが好ましく、さらに好ましい合計含有量は０．０３％以上、０．２６％以下である。
【００２１】
本発明に係るステンレス鋼の残部はＦｅ及び不純物である。ただし、所望により、上述した化学成分以外に工業的製造の要請からの元素、たとえば溶製時に脱酸材として使用されるＣａあるいはＲＥＭ（希土類金属）、熱間加工性の改善が見込まれるＢ等を、必要に応じてそれぞれ０．５％以下含有しても差し支えない。
【００２２】
２．金属組織、硬度及び機械特性
次に、本発明に係るステンレス鋼の金属組織、硬度及び機械特性を説明する。
【００２３】
本発明は、ＳＵＳ３０１Ｌに相当する化学組成の既存のオーステナイト系ステンレス鋼からばね用ステンレス鋼を製造する場合に、最終焼鈍時に平均結晶粒５μｍ以下に調整して疲労特性を向上させた後、調質圧延により十分な量のマルテンサイト相を加工誘起させておけば、調質圧延後に優れた延性を保持したまま高強度化でき、さらに、成形加工後の時効処理で従来に比較して低温かつ短時間の時効処理によってクロム窒化物を析出させることができ、これにより、４４０ＨＶ以上、好ましくは５００ＨＶ以上の硬度まで材料を著しく強化できる、という新規な知見に基づく。
【００２４】
本発明者らの検討結果によれば、最終焼鈍により結晶粒界密度を上昇させて析出物構成元素（Ｃｒ、Ｎ等）の拡散を容易にした場合、上記のクロム窒化物の析出は、調質圧延により加工誘起させたマルテンサイト相において生じることが認められた。これはオーステナイト母相に比べてマルテンサイト相のＮ固溶限が低いことに起因する。したがって、本発明に係るステンレス鋼は、クロム窒化物が析出したマルテンサイト相と残部オーステナイトとの複相組織、またはクロム窒化物が析出したマルテンサイト単相組織を有する。
【００２５】
上記時効処理によりビッカース硬度（ＨＶ）で４０以上の増大という顕著な時効硬化を得るためには、クロム窒化物が析出するマルテンサイト相の割合が十分に多くなければならない。
【００２６】
４４０ＨＶ以上という硬度は、通常の冷間圧延のみで得られる当該ステンレス鋼の硬度の上限ないしそれに近いと考えられる。本発明に係るステンレス鋼の硬度は、好ましくは、高性能化に有効である５００ＨＶ以上または５２０ＨＶ以上であるが、通常の冷間圧延では得ることが難しい。
【００２７】
上記の時効硬化及び鋼組織は、冷間圧延材に最終焼鈍を行って、平均粒径５μｍ以下の逆変態粒が面積率で５０％以上を占め、残部が未変態部からなる再結晶組織（以下、この組織を「（部分）逆変態組織」という）にした後、調質圧延して得られた、加工誘起マルテンサイト相を含むステンレス鋼からばね用ステンレス鋼を製造する場合に得られる。
【００２８】
さらに、本発明に係るステンレス鋼は、４４０ＨＶ以上の硬度で、後述するように硬度ＨＶと伸びＥｌが上記式（１）を満足する。
【００２９】
３．製造方法
次に、本発明に係るステンレス鋼の製造方法を説明する。
上述した化学組成を有する材料を、溶製、鋳造、熱間圧延、冷間圧延等の工程を経て、冷間圧延材とし、本発明の製造方法に従って最終焼鈍と調質圧延を行い、加工素材となるステンレス鋼を製造する。
【００３０】
素材のステンレス鋼の製造は、冷間圧延までは、慣用の方法により行えばよい。圧延は圧下率３０％以上で行うことが好ましい。
冷間圧延したステンレス鋼（冷間圧延材）を最終焼鈍する。この最終焼鈍は、最終焼鈍後に平均粒径５μｍ以下の逆変態粒が面積率で５０〜１００％を占め、残部が未逆変態部からなる（部分）逆変態組織を得られるように、行うことが好ましい。
【００３１】
このように微細な逆変態粒に相変態させるには、焼鈍を比較的低温かつ短時間で行えばよい。例えば、加熱温度７５０〜９５０℃、加熱時間１〜３００秒間の範囲内で、上記の逆変態組織を得られるように焼鈍条件を設定することができる。上述した化学組成を有するステンレス鋼は、このような焼鈍によって上記の微細な（部分）逆変態組織を容易に形成することができる。
【００３２】
最終焼鈍後の組織が、平均粒径５μｍ以下の逆変態粒が断面積で半分以上を占める微細な（部分）逆変態組織であると、粒界密度が上昇するのでその後の熱処理中に析出物構成元素（Ｃｒ、Ｎ等）の拡散が助長される。その結果、調質圧延後の時効処理中に加工誘起されたマルテンサイト相においてクロム窒化物が容易に析出して材料が硬化する。
【００３３】
逆変態粒の平均粒径が５μｍを超えるか、またはその面積率が５０％未満では、優れた時効硬化特性及び疲労特性を得ることが難しくなる。また、仮にその効果が得られたとしても、調質圧延後の加工性が不足する。逆変態粒の面積率は好ましくは６０％以上、より好ましくは８０％以上であり、１００％であってもよい。
【００３４】
最終焼鈍後に、調質圧延を圧下率３０％以上で行うことが好ましい。これは、その後に行う時効処理によって５００ＨＶ以上の硬度を確保できるようにするためである。４４０ＨＶ以上の硬度で上記式（１）を満たすように調質圧延を行うことによって、優れた延性を確保したまま加工誘起マルテンサイト量を効率よく増やすことが可能である。ここで、式（１）を満たすためには、鋼板の加工発熱を抑制することが重要である。そこで、鋼板の温度上昇を抑制する圧延方法について説明する。
【００３５】
特許文献２により開示されたステンレス鋼は、疲労強度には優れているものの、加工硬化率が低いため、加工や圧延による素材強度の上昇には限界があり、４４０ＨＶ以上まで加工すると延性が著しく低下する。一方、４４０ＨＶ以上の高硬度域においても効率よく加工誘起マルテンサイト変態が生じれば、強度−延性バランスが改善されると考えられる。一方、特許文献３により開示された低温時効硬化型ステンレス鋼は、オーステナイト母相と加工誘起マルテンサイト相の間に生じるＮの固溶限の差を活用する。したがって、延性を損なうことなく加工誘起マルテンサイト相を効率的に生成できれば、時効硬化性に優れたステンレス鋼となる。
【００３６】
加工誘起マルテンサイト量を増量させるには、化学成分の変更によってオーステナイト安定度を低下させることが最も簡便な手法であるが、結晶粒を微細化するための最適な化学成分が決まっていることから、この手法は適当ではない。
【００３７】
加工誘起マルテンサイト量は、圧延時の加工発熱による鋼板の温度変化に影響される。圧延時の鋼板の温度上昇を避けるように圧延方法を調整すれば、圧下率を上昇させることなく加工誘起マルテンサイト量を増加させることが可能である。
【００３８】
一般に、一定の圧下率で加工した場合、加工発熱量も一定となる。加工ひずみ量が高ければ、マルテンサイト変態量はその分増加することになるが、加工発熱量も大きくなるため、その後の加工による加工誘起マルテンサイト変態は阻害される。そのため、加工誘起マルテンサイト量を増加させるには、鋼板を充分に冷却しながら圧延する方法が有効である。
【００３９】
本発明者らは、特許文献２により開示されたステンレス鋼を３０％以上の種々の圧下率で圧延し、伸びと硬さを測定した。測定結果を図１にグラフで示す。なお、一部の鋼板は、圧延途中で冷却処理を行っている。
【００４０】
図１にグラフで示すように、冷却処理のない通常圧延方法では４４０ＨＶ以上では硬度上昇は小さいものの伸びは著しく低下する。これに対し、冷却処理を行った冷却圧延では５００ＨＶ近くまで高強度化が可能となり、なおかつ、伸びの低下も緩和される。本発明者等の検討結果によれば、冷却処理を実施した場合、４４０ＨＶ以上の硬度では、硬度ＨＶと伸びＥｌが式（１）に従う。
【００４１】
Ｅｌ≧３９０−０．８２ＨＶ ・・・（１）
ただし、式（１）において、符号Ｅｌは成形加工前の伸び（％）であり、符号ＨＶは成形加工前の硬度（ＨＶ）である。
【００４２】
鋼板の冷却方法としては、圧延時のラインスピードを低下することが簡便である。ラインスピードを低下することにより鋼板の冷却時間を稼ぐことができるため、加工誘起マルテンサイト変態を促進することが可能になる。しかしながら、充分な冷却効果を得るにはラインスピードを極端に低下する必要があり、１コイルあたりの圧延時間が著しく増加するため、生産性が大幅に低下してしまう。
【００４３】
そこで、本発明では、可逆式圧延機を用いて鋼帯に調質圧延を行う際に目的板厚になる最終圧延パス前の圧延パスに際して、鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行った後に、鋼帯を可逆式圧延機から少なくとも１回取り外し、強制冷却または大気中での放冷を行ってから圧延を再開し、鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行う。なお、取り外し前後の圧下率は、｛取り外し前の圧下率＝（ｔｉ‐ｔｎ）／ｔｉ，取り外し２回目以降の圧下率＝（ｔｎ−１−ｔｎ）／ｔｎ−１｝ここで、ｔｉ：調質圧延開始時の板厚，ｔｎ：ｎ回取り外し後の板厚である。
【００４４】
この方法によれば、取り外し前の圧延時の加工発熱により上昇した鋼板温度を常温まで低下させることが可能である。また、可逆式圧延機からコイルを取り外して冷却している間に取り外したコイルとは別のコイルを圧延すれば、生産性の低下を、着脱作業による低下のみに抑制することができる。
【００４５】
このように、目的板厚になる最終圧延パス前の圧延パスにおいてコイルを可逆式圧延機から少なくとも１回は取り外して冷却することで、鋼板の温度上昇が避けられ、より加工誘起マルテンサイト相を生成し易くなる。冷却条件は特に限定しないが、加工誘起マルテンサイト相を生成し易くするという観点からは４０℃以下まで放冷することが望ましい。圧延途中での冷却中に、取り外したコイルとは別のコイルを可逆式圧延機で圧延することによって、生産性の低下及び製造コストの上昇を抑制することが可能である。
【００４６】
以上の調質圧延により、加工誘起マルテンサイトと残部オーステナイトの複相組織または、マルテンサイト単相組織からミクロ組織とする。調質圧延の圧下率は、好ましくは４０％以上６０％以下であり、この調質圧延により多量のマルテンサイトを生成させておけば、その後の時効処理によって、時効処理温度が２００℃以上５００℃以下の範囲と低温であっても４０ＨＶ以上の硬度上昇、かつ５００ＨＶ以上の硬度を得ることができる。
【００４７】
こうして製造されたステンレス鋼は、結晶粒径が５μｍ以下であることに起因して疲労特性に優れる。また、特殊な調質圧延によって高強度かつ加工性が良好なステンレス鋼が得られ、素材の強度−延性バランスが向上する。さらに、成形加工後に時効処理を行うと、マルテンサイト相におけるクロム窒化物の析出による時効硬化によって４０ＨＶ以上の硬度上昇が得られ、５００ＨＶ以上の硬度となる。この時効硬化は、３００℃前後、より一般的には２００℃以上５００℃以下の範囲の比較的低温での熱処理によって達成される。
【実施例】
【００４８】
表１に示す化学組成を有するステンレス鋼を電気炉で溶製した。鋼Ａ〜Ｆは、本発明で規定する化学成分を満足する本発明例であり、鋼Ｇ〜Ｉは本発明で規定する化学成分を満足しない比較例である。
【００４９】
【表１】
【００５０】
これらの鋼Ａ〜Ｉに熱間圧延を行った後、焼鈍と冷間圧延とを繰り返して冷間圧延鋼板とした。次いで、得られた冷間圧延鋼板に、７００〜１１００℃の温度及び１〜６００秒間の加熱時間から選んだ条件で焼鈍し、その後可逆式圧延機を用いて調質圧延を行った。
【００５１】
調質圧延は、表２の製造方法に示す各所定の圧延方法で行った。表２における製造記号１〜７の調質圧延鋼板は、１０％以上の圧下率の冷間圧延を行った後、鋼帯を可逆式圧延機から取り外し、強制冷却または大気中にて放冷して、再度１０％以上の冷間圧延を行う方法により、製造した。また、表２における製造記号８〜１３の調質圧延鋼板は、この取り外しを行わない通常の連続圧延により、製造した。表２における製造記号１〜７は、本発明で規定する条件を満足する本発明例であり、製造記号８〜１３は、本発明で規定する条件を満足しない比較例である。
【００５２】
【表２】
【００５３】
その後、得られた調質圧延鋼板に対して、それぞれ３００℃の温度で１０分間の時効処理を施した。
別に、最終焼鈍後、調質圧延後及び時効処理後の各段階において、ステンレス鋼板の試験片を採取し、下記調査に供した。
【００５４】
ミクロ組織に関して、最終焼鈍後に加工誘起マルテンサイトからオーステナイトに逆変態した微細粒（逆変態粒）の平均粒径と面積率は、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた試験片の断面観察結果から求めた。この平均粒径及び面積率は、無作為に選んだ４視野での平均値である。
【００５５】
マルテンサイト相割合は、フェライト量測定器を用いて測定されたフェライト量をマルテンサイト量割合として代用した。
硬度は、調質圧延後、及び時効処理後の各段階においてマイクロビッカース硬度計を用いて荷重９．８ＮでＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００３に準じて測定した。時効硬化を評価するため、調質圧延後と時効処理後の硬度の差（強化度）をΔＨＶとして算出した。
【００５６】
伸びは、調質圧延後の鋼板から試験片採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：１９９８に準じて引張試験を行って測定した。
疲労特性は、時効処理後の鋼板から試験片を採取して、振幅１０μｍの条件で１０７回の平面曲げ疲労試験を実施し、破壊の有無から測定した。
【００５７】
以上の調査結果を処理条件とともに表２にまとめて示す。
表２に示すように、本発明例である製造記号１〜７では、最終焼鈍後に逆変態粒の平均粒径が５μｍ以下であり、その面積率が５０％以上であるＳＵＳ３０１Ｌに相当するステンレス鋼板となる。その後、調質圧延の途中で鋼板を一旦大気中で保管して放冷した後に再度圧延する方法によって、３０％以上の圧下率の調質圧延を行う。そして、このステンレス鋼は十分な加工性も有している。
【００５８】
このステンレス鋼板を、比較的低温の３００℃で時効処理すると、４０ＨＶ以上の硬度上昇を示し、５００ＨＶを超える高強度を示す。時効処理後のミクロ観察により、析出したクロム窒化物が観察された。このクロム窒化物はオーステナイトよりＮ固溶限が小さいマルテンサイト相において析出したものである。
【００５９】
このように、本発明例である製造記号１〜７のステンレス鋼板は、調質圧延後には十分な加工性を有し、その後の時効処理により著しい高強度化が図られることがわかる。
これに対し、比較例である製造記号８〜１３のステンレス鋼板は、本発明で規定する成分を有していないために最終焼鈍後の結晶粒径が５μｍよりも大きくなっているか、もしくは本発明で規定する調質圧延を行っていないために調質圧延時に生成する加工誘起マルテンサイトの割合が不足しているために式（１）の条件を満たさず、時効処理による硬度上昇が４０ＨＶを下回っている。また、時効処理後の硬度が５００ＨＶを満たさないものもあった。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１６．０〜１８．０％、Ｎｉ：６．０〜８．０％、Ｎ：０．０６〜０．２５％、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの一種以上：合計で０〜０．５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、その相構造がマルテンサイト相単相またはオーステナイト相との複相組織からなり、硬度が４４０ＨＶ以上であり、伸びが式（１）に従うことを特徴とするステンレス鋼。
Ｅｌ≧３９０−０．８２ＨＶ ・・・（１）
ただし、式（１）において、符号Ｅｌは成形加工前の伸び（％）であり、符号ＨＶは成形加工前の硬度（ＨＶ）である。
【請求項２】
可逆式圧延機を用いて鋼帯に調質圧延を行う際に、該鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行った後に、該鋼帯を前記可逆式圧延機から少なくとも１回取り外し、強制冷却または大気中での放冷を行ってから、該鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行うことを特徴とする請求項１に記載されたステンレス鋼の製造方法。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１６．０〜１８．０％、Ｎｉ：６．０〜８．０％、Ｎ：０．０６〜０．２５％、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの一種以上：合計で０〜０．５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、その相構造がマルテンサイト相単相またはオーステナイト相との複相組織からなり、硬度が４４０ＨＶ以上であり、伸びが式（１）に従うことを特徴とするステンレス鋼。
Ｅｌ≧３９０−０．８２ＨＶ ・・・（１）
ただし、式（１）において、符号Ｅｌは成形加工前の伸び（％）であり、符号ＨＶは成形加工前の硬度（ＨＶ）である。
【請求項２】
可逆式圧延機を用いて鋼帯に調質圧延を行う際に、該鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行った後に、該鋼帯を前記可逆式圧延機から少なくとも１回取り外し、強制冷却または大気中での放冷を行ってから、該鋼帯に１０％以上の圧下率の冷間圧延を行うことを特徴とする請求項１に記載されたステンレス鋼の製造方法。
【図１】
【公開番号】特開２０１２−２０１９２４（Ｐ２０１２−２０１９２４Ａ）
【公開日】平成２４年１０月２２日（２０１２．１０．２２）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−６７１９１（Ｐ２０１１−６７１９１）
【出願日】平成２３年３月２５日（２０１１．３．２５）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年１０月２２日（２０１２．１０．２２）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年３月２５日（２０１１．３．２５）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【Ｆターム（参考）】
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