(57)【要約】【課題】本発明は、鋼の成分とＮｉバランスならびにオーステナイト相率を規定することにより、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼と同等の０．２％耐力とエリクセン値を具備する、プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板を提供する。【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５〜３％、Ｍｎ：１〜５％、Ｃｒ：１６〜２１％、Ｎｉ：１〜６％、Ｃｕ：０．５〜３％、Ｎ：０．０７％以下を含有し、下記（１）式で与えられるＮｉ−ｂａｌ．値が−７．５以上、−３．５以下とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相率を５０％以上、９５％以下で残部をフェライト相からなる二相ステンレス鋼板とする。Ｎｉ−ｂａｌ．＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ）＋８．２  ・・・（１）【選択図】図２
2010222593.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：０．０５％以下、
Ｓｉ：０．５〜３％、
Ｍｎ：１〜５％、
Ｃｒ：１６〜２１％、
Ｎｉ：１〜６％、
Ｃｕ：０．５〜３％、
Ｎ：０．０７％以下
を含有し、下記（１）式で与えられるＮｉ−ｂａｌ．値が−７．５以上、−３．５以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相率が５０％以上、９５％以下で残部がフェライト相であることを特徴とするプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
Ｎｉ−ｂａｌ．＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ
−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ）＋８．２  ・・・（１）式
【請求項２】
前記鋼が、さらに質量％にて、
Ｍｏ：１％以下、
Ｎｂ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｔｉ：０．５％以下、
Ｓｎ：１％以下、
Ｓｂ：１％以下、
Ｗ：１％以下、
Ａｌ：０．１％以下
の１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
【請求項３】
前記鋼が、さらに質量％にて、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
Ｌａ：０．３％以下、
Ｃｅ：０．３％以下、
Ｚｒ：０．３％以下、
Ｙ：０．３％以下、
の１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１または２に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
【請求項４】
引張試験における０．２％耐力が４００ＭＰａ未満、破断伸び３５％以上であることを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
【請求項５】
エリクセン試験で求められる成形高さ（エリクセン値）が１１ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、張り出し加工性に代表されるプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ＳＵＳ３０４に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼は、耐食性と加工性のバランスに優れることから、厨房機器、家電製品、電子機器など広範囲の加工用途に使用されている。一般に、オーステナイト系ステンレス鋼は、フェライト系ステンレス鋼や二相ステンレス鋼と比較して破断伸びが著しく高く、張り出し加工性に優れており、鋼板のプレス成形において好まれる場合が多い。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼は、希少で高価なＮｉを多量に含有するため、将来にわたっての普及性と経済性には問題がある。
【０００３】
古くから、オーステナイト系ステンレス鋼の代替として、Ｎｉ量を節約した二相ステンレス鋼が知られている。特許文献１〜３には、Ｎｉ：１〜７％、Ｓｉ：１超〜５％、Ｎ：０．０４〜２％、Ｃｒ：１７〜２２％でＭｎやＣｕなどを添加してＮｉバランス値を調整してヤング率を高めた車両用高強度二相ステンレス鋼が開示されている。これら二相ステンレス鋼は、高Ｓｉ・低Ｎｉを特徴とし、０．２％耐力は５００ＭＰａ超の高強度と高い伸びを兼備している。
【０００４】
近年、Ｎｉ含有量をさらに節減してＮを比較的多量に添加した高延性を有するオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼が報告されている。特許文献４と特許文献５には、Ｎｉ量を３％以下に規制し、オーステナイト相中のＣ＋Ｎと成分バランスを調整して高延性を有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が開示されている。これに関連するものとして、特許文献６には、Ｎｉ量を１％以下、Ｍｎ量を２％以下に規定し、Ｎ量を０．０５〜０．６％の範囲で添加した張り出し成形性と耐隙間腐食性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼が開示されている。上記公報の実施例では、Ｎｉ量を節減するために、Ｎ量を少なくとも０．０８％以上添加している。
【０００５】
最近、特許文献７には、Ｎ量の上限を０．１５％に制限し低Ｎｉ化を指向した耐食性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。これらステンレス鋼は、耐食性の視点からＣｒ＋３Ｍｏ＋１０Ｎ−Ｍｎ≧１８％とし、加工性の観点からオーステナイト粒の粒径とアスペクト比、粒子間距離を規定している。上記公報に開示された鋼は、オーステナイト相を５０％未満とし、フェライト相を主相としている。
【０００６】
上述した特許文献に開示された鋼は、Ｎｉ節減や高強度化のために少なからずＮを活用している。ステンレス鋼をはじめ鉄鋼材料の機械的性質に及ぼすＮの影響については多くの研究があり、０．２％耐力の上昇に対するＮ添加の影響は大きい。例えば、非特許文献１では、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｍｎ合金へ０．１％超のＮを添加すると、常温で０．２％耐力は４００ＭＰａをはるかに超える。実際、特許文献１〜３に開示された鋼の０．２％耐力は５００ＭＰａ超である。特許文献４〜７では０．２％耐力の記載がないものの、非特許文献１から４００ＭＰａを超えることが容易に推測される。
【０００７】
上述したように、０．２％耐力は４００ＭＰａを超える場合、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼と比較すると、一般的に１００ＭＰａ超高い値である。そのため、鋼板のプレス成形性において、現有のプレス機ではパワ−不足のため加工が困難となる、金型の磨耗・損傷等の問題が危惧される。言い換えると、Ｎｉを節減した二相ステンレス鋼において、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼板と遜色なくプレス成形可能な鋼板については明らかにされていないのが現状である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開昭６２−４７４６１号公報
【特許文献２】特開昭６２−４７４６２号公報
【特許文献３】特開昭６２−４７４６３号公報
【特許文献４】特開２００６−１６９６２２号公報
【特許文献５】特開２００６−１８３１２９号公報
【特許文献６】特開２００６−２０００３５号公報
【特許文献７】ＷＯ２００９／０１７２５８号公報
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】第１９０回西山記念技術講座、平成１８年１１月、（社）日本鉄鋼協会、ｐ．６０
【非特許文献２】日本ステンレス技報、Ｎｏ．２１（１９８６）、ｐ．３〜５
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、鋼の成分とＮｉバランスならびにオーステナイト相率をコントロ−ルすることにより、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼と同等の０．２％耐力とエリクセン値を具備する、プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、前記した課題を解決するために、Ｎｉを節減した二相ステンレス鋼の０．２％耐力とエリクセン値に及ぼす成分とＮｉバランスならびにオーステナイト相率の影響について鋭意研究を行い、本発明を完成させた。
本発明の要旨は、次の通りである。
【００１２】
（１）  質量％にて、
Ｃ：０．０５％以下、
Ｓｉ：０．５〜３％、
Ｍｎ：１〜５％、
Ｃｒ：１６〜２１％、
Ｎｉ：１〜６％、
Ｃｕ：０．５〜３％、
Ｎ：０．０７％以下
を含有し、下記（１）式で与えられるＮｉ−ｂａｌ．値が−７．５以上、−３．５以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相率が５０％以上、９５％以下で残部がフェライト相であることを特徴とするプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
Ｎｉ−ｂａｌ．＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ
−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ）＋８．２  ・・・（１）式
【００１３】
（２）  前記鋼が、さらに質量％にて、
Ｍｏ：１％以下、
Ｎｂ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｔｉ：０．５％以下、
Ｓｎ：１％以下、
Ｓｂ：１％以下、
Ｗ：１％以下、
Ａｌ：０．１％以下
の１種または２種以上含有していることを特徴とする上記（１）に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
【００１４】
（３）  前記鋼が、さらに質量％にて、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
Ｌａ：０．３％以下、
Ｃｅ：０．３％以下、
Ｚｒ：０．３％以下、
Ｙ：０．３％以下、
の１種または２種以上含有していることを特徴とする上記（１）または（２）に記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
【００１５】
（４）  引張試験における０．２％耐力が４００ＭＰａ未満、破断伸び３５％以上であることを特徴とする上記（１）から（３）のいずれかに記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
【００１６】
（５）  エリクセン試験で求められる成形高さ（エリクセン値）が１１ｍｍ以上であることを特徴とする上記（１）から（４）のいずれかに記載のプレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板。
以下の説明で、上記（１）〜（５）の鋼に係わる発明をそれぞれ本発明という。また、（１）〜（５）の発明を合わせて、本発明ということがある。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、鋼の成分とＮｉバランスならびにオーステナイト相率を規定することにより、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼と同等の０．２％耐力とエリクセン値を具備する、プレス成形性に優れた二相ステンレス鋼板を提供することが出来る。本発明の二相ステンレス鋼板は、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼板と遜色なくプレス成形可能であり、Ｎｉを節減することが出来るという顕著な効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】エリクセン値と成分の関係を示す図である。
【図２】エリクセン値とＮｉバランスの関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明者らは、前記した課題を解決するために、Ｎｉを節減した二相ステンレス鋼の０．２％耐力とエリクセン値に及ぼす成分とＮｉバランスならびにオーステナイト相率の影響について鋭意研究を行い、本発明を完成させた。以下にその代表的な実験結果について説明する。
【００２０】
表１には代表的な供試鋼成分を示している。このような二相ステンレス鋼を真空溶解し、５ｍｍ厚の熱延板を製造した。熱延板焼鈍は１０５０℃で行い、酸洗して０．６ｍｍ厚の冷延板を作製した。冷延板焼鈍は１０５０℃で実施した。冷延焼鈍板は、オーステナイト（γ）相率の測定、ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験、エリクセン試験に供した。
【００２１】
【表１】
2010222593.tif 000003
【００２２】
γ相率は、板断面においてＥＢＳＰ法によりｆｃｃとｂｃｃの結晶構造を同定する相マップの測定により求めた。ＪＩＳ１３Ｂ引張試験は、圧延方向から引張試験片を採取し、引張速度は１０ｍｍ／分（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１で規定する範囲）とし、０．２％耐力、引張強さ、破断伸びを測定した。エリクセン試験は、９０ｍｍ角試験片を採取してＪＩＳ  Ｚ  ２２４７に準拠するＢ法（しわ押さえ圧１トン）で実施し、割れが板厚を貫通した時の成形高さ（エリクセン値）を測定した。
【００２３】
表２には、代表的な供試鋼成分から得られた機械的性質とエリクセン値、γ相率をフェライト（α）およびγ単相のＳＵＳ４３０ＬＸとＳＵＳ３０４鋼と比較して示している。表２から明らかなように、鋼ＡはＳＵＳ３０４と遜色ないエリクセン値を有している。一方、Ｎを添加した鋼ＢおよびＣは高い伸びを有しても、０．２％耐力はＳＵＳ３０４と比較して大幅に高く、エリクセン値はα系のＳＵＳ４３０ＬＸと同等あるいはそれを下回る値である。
【００２４】
【表２】
2010222593.tif 000004
【００２５】
通常、エリクセン値は材料の破断伸びに比例して上昇することが知られている。しかしながら、上述したようにＮを添加した強度の高い二相ステンレス鋼は、高い伸びに見合うエリクセン値が必ずしも得られていない。すなわち、Ｎを添加した鋼Ｂ、Ｃは、引張試験と異なるプレス成形を想定した変形様式において高い加工性が得られない場合がある。このような原因を明らかにするために、鋼Ａ、Ｂ、Ｃの引張試験およびエリクセン試験後の破断部近傍において、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により詳細な組織観察を行った。その結果、前記した表２に記載の実験結果を説明する下記の知見を得るに至った。
【００２６】
（ａ）引張試験後の破断部は、すべて板厚減少を伴ったくびれを生じた。他方、エリクセン試験後では、エリクセン値の低かった鋼Ｂ、Ｃは殆どくびれずに破断に至っていた。
【００２７】
（ｂ）鋼ＢとＣのエリクセン試験後の破断部近傍では、γ／αの異相界面付近から多数の微小ボイドが発生した。このような微小ボイドを起点として割れがα相あるいはγ／α相界面を進展していく様子が観察された。
【００２８】
（ｃ）Ｎはγ相に濃化して強度と加工硬化を高める。そのため、Ｎを添加すると、γ相とα相の強度差は加工度とともに広がることが容易に予測できる。上記（ｂ）の観察結果はα相とγ相の強度差に由来していると考えられる。
【００２９】
（ｄ）エリクセン値の高い鋼Ａは、α／γ界面からの微小ボイドの発生が大幅に抑制されるとともに、α相は変形能の大きいγ相に追従することで引張試験と同様に大きなくびれを伴って破断に至っていることを確認した。
【００３０】
（ｅ）鋼Ａの成分は、低Ｎ・Ｓｉ添加の特徴を有する。Ｎを低減することでγ相の強度と加工硬化は低下する。Ｓｉは、α相へ選択的に固溶し、α相の強度と加工硬化を高める。このようにして、α相とγ相の強度差を低減し、変形能の高いγ相を主相とすることにより良好なエリクセン値が得られたと考えられる。
【００３１】
（ｆ）前記した（ｅ）の考え方に基づいて、Ｎ量とＳｉ量に着目して高いエリクセン値が得られる成分範囲を詳細に調べた。Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣｕはＮｉバランスで−９から−２の範囲に入るように調整した。図１に結果を示す。図中には、エリクセン値が１１ｍｍ以上を○、１１ｍｍ未満を×と表記した。エリクセン値１１ｍｍは、α系ステンレスでは到達困難であり、γ系ステンレスに近いしきい値とした。図１から分かるように、１１ｍｍ以上の高いエリクセン値は、Ｎを０．０７％以下とし、Ｓｉを０．５〜３％の範囲で添加した場合に得られることが分かった。
【００３２】
（ｇ）図１のエリクセン値について、Ｎｉ−ｂａｌ．で整理した結果を図２に示す。ここで、Ｎｉ−ｂａｌ．＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ）＋８．２  と定義する。Ｎｉ−ｂａｌ．はγ相とα相の生成に係る指数としてよく用いられる。図２には、同指数でγ系ステンレス鋼のエリクセン値を併記した。γ系ステンレス鋼では、良好なエリクセン値を与える成分範囲が存在する。この理由は、γ相の加工誘起マルテンサイト変態による伸びの上昇（変態誘起塑性：ＴＲＩＰ）に基づく。本検討により、００３０、００３１で前記した成分範囲において、γ系ステンレス鋼と同様なＴＲＩＰ現象に基づく伸びとエリクセン値の両者が効果的に上昇する成分バランス（Ｎｉ−ｂａｌの範囲）を見出した。すなわち、高いエリクセン値は、Ｎｉ−ｂａｌ．＝−７．５〜−３．５の範囲、より好ましくは−６から−４の範囲において得られる新規な知見を見出した。
【００３３】
前記（１）〜（４）の本発明は、上記（ａ）〜（ｇ）の知見に基づいて完成されたものである。
【００３４】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００３５】
（Ａ）成分の限定理由を以下に説明する。
【００３６】
Ｃは、γ相率を高めると共に、γ相中に濃化して、γ相の安定度を高める。従って、Ｎｉ−ｂａｌ．を調整して本発明の目的とするプレス成形性の発現に対して有効に作用する。上記効果を得るためには、０．００１％以上含有することが好ましい。しかし、０．０５％を超えると、γ相の強度が上昇するとともに、炭化物の粒界析出による鋭敏化を生じやすく耐食性の低下に繋がる。そのため、上限は０．０５％とする。好ましくは０．０３％以下である。
【００３７】
Ｓｉは、α相へ選択的に固溶し、α相の強度と加工硬化を高めて、α相とγ相の強度差を低減して本発明の目的とするプレス成形性を発現させるために必須の添加元素である。さらに、α相の安定度を高めて、焼鈍後の冷却過程でのマルテンサイト変態を抑制する作用も持つ。マルテンサイト変態するとα相は硬質相となり、加工性を著しく阻害する。本発明の目的とする加工性への効果を得るためには、図１でも示したように０．５％以上添加する。しかし、３％超の添加は、α相の硬質化と加工性の低下を招く。そのため、上限は３％とする。好ましい範囲は１．５〜２．５％である。
【００３８】
Ｍｎは、γ相率を高めると共に、γ相中に濃化して、γ相の安定度を高める。従って、Ｎｉ−ｂａｌ．を調整して本発明の目的とするプレス成形性の発現に対して有効に作用する。上記効果を得るためには、１％以上添加する。しかし、５％を超えると、耐食性の低下に加えて、γ相の強度が上昇してプレス成形性の低下を招く。そのため、上限は５％とする。加工性と耐食性の点から、好ましい範囲は２〜４．５％である。より好ましくは３〜４％である。
【００３９】
Ｃｒは、α相の構成元素であるとともに、耐食性の確保とγ相の安定度を調整して本発明の目的とするプレス成形性を発現させる作用もある。また、ＣｒはＳｉと同様に、焼鈍後の冷却過程でα相のマルテンサイト変態を抑制する。従って、α相の安定度と耐食性等への作用を確保するためには１６％以上とする。しかし、２１％を超えると、γ相を主相とすることが困難となり、本発明の目的とする加工性の低下を招く。そのため、上限は２１％以下とする。加工性と耐食性の点から、好ましい範囲は１６．５〜１８．５％である。
【００４０】
Ｎｉは、有効なγ相の生成元素であり、Ｎｉ−ｂａｌ．を調整して本発明の目的とするプレス成形性の発現に対して有効に作用する。上記効果を得るためには、１％以上添加する。しかし、６％を超えると、Ｎｉ節減とは言えず原料コストの上昇を招く。そのため、上限は６％とする。加工性とコストの点から、好ましい範囲は２〜５％である。より好ましくは２．５〜４．５％である。
【００４１】
Ｃｕは、ＮｉやＭｎと同様に有効なγ相の生成元素であり、Ｎｉ−ｂａｌ．を調整して本発明の目的とするプレス成形性の発現に対して有効に作用する。さらに、Ｎｉと複合添加することで耐食性の向上にも有効な元素である。上記効果を得るためには、０．５％以上添加する。しかし、３％を超えると、製造性や原料コストの上昇を招く。そのため、上限は３％とする。性能と製造性の点から、好ましい範囲は１．５〜２．５％である。
【００４２】
Ｎは、ＣやＮｉと同様に有効なγ相の生成元素であり、Ｎｉ−ｂａｌ．を調整して本発明の目的とするプレス成形性の発現に対して有効に作用する。そのため、０．００１％以上含有することが好ましい。他方、γ相の強度と加工硬化を高め、γ相とα相の強度差を拡大させる作用を持つ。そのため、前記したようにＮを積極的に活用した場合、本発明の目的とするプレス成形性の低下に繋がる。従って、図１でも示したように、上限は０．０７％とする。本発明の目的とする加工性の点から、好ましい範囲は０．０２〜０．０６％である。
【００４３】
次いで、本発明の選択成分について説明する。
【００４４】
Ｍｏは、耐食性を向上させるために適時添加してもよい。耐食性の向上効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましい。しかし、１％を超えると、経済性を損なう恐れがある。そのため、添加する場合は１％以下とする。耐食性と経済性の点から、添加する場合の好ましい範囲は０．２〜０．８％である。
【００４５】
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、耐食性の向上とＳｉと同様な効果を発現する。すなわち、α相への固溶強化により、α相とγ相の強度差を低減してプレス成形性を向上させる、焼鈍後の冷却過程でα相のマルテンサイト変態を抑制する。上記効果を得るために適時添加してもよい。添加する場合はそれぞれ０．０５％以上とすることが好ましい。しかし、０．５％を超えると、経済性を損なう恐れがある。そのため、添加する場合はそれぞれ０．５％以下とする。上記効果と経済性の点から、添加する場合の好ましい範囲はそれぞれ０．１〜０．３％である。
【００４６】
Ｓｎ、Ｓｂ、Ｗは、耐食性を向上させるために適時添加してもよい。耐食性の向上効果を得るためには、それぞれ０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、１％を超えると、熱間加工性など製造性を損なう恐れがある。そのため、添加する場合はそれぞれ１％以下とする。耐食性と製造性の点から、添加する場合の好ましい範囲はそれぞれ０．１〜０．６％である。
【００４７】
Ａｌは、強力な脱酸剤であり、適時添加してもよい。上記効果を得るためには０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、０．１％を超えると、窒化物を形成して表面疵や耐食性の低下を招く恐れがある。そのため、添加する場合は０．１％以下とする。上記効果と製造性の点から、添加する場合の好ましい範囲は０．００５〜０．０５％である。
【００４８】
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇは、熱間加工性を向上させるために適時添加してもよい。上記効果を得るためにはそれぞれ０．０００２％以上添加することが好ましい。しかし、０．０１％を超えると、耐食性が著しく低下する場合がある。そのため、添加する場合はそれぞれ０．０１％以下とする。上記効果と製造性の点から、添加する場合の好ましい範囲はそれぞれ０．０００５〜０．０１％である。
【００４９】
Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｙ等の希土類元素（ＲＥＭ）も、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇと同様に熱間加工性を向上させる作用を持つ。そのため、適時添加してもよい。上記効果を得るためにはそれぞれ０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、０．３％を超えると、経済性を損なう場合がある。そのため、添加する場合はそれぞれ０．３％以下とする。上記効果と経済性の点から、添加する場合の好ましい範囲はそれぞれ０．００２〜０．１％である。
【００５０】
さらに、上記の成分以外に、不可避的不純物の一部としてＰ、Ｓ、Ｏを含んでもよい。Ｐ、Ｓ、Ｏは熱間加工性や耐食性に有害な元素である。Ｐは０．１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。Ｓは０．０１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００２％未満である。Ｏは０．０１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００２％未満である。
【００５１】
上述の成分範囲に加えて、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｉ量から下記（１）式のＮｉ−ｂａｌ．で定義されるγ相とα相の生成に係る指数は、本発明の目的とするプレス成形性を得るためにその範囲を規定する。プレス成形性の指標としたエリクセン値は、前記した図２の結果から、Ｎｉ−ｂａｌ．＝−７．５〜−３．５の範囲において、本発明のエリクセン値１１ｍｍの目標値を達成する。そのため、Ｎｉ−ｂａｌ．＝−７．５〜−３．５の範囲となるように各元素の含有量を調整する。好ましくは、前記した図２の検討結果から、エリクセン値が極大値となる−６〜−４の範囲とする。
Ｎｉ−ｂａｌ．＝３０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．３Ｃｕ
−１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ）＋８．２  ・・・（１）
【００５２】
（Ｂ）金属組織について以下に説明する。
【００５３】
本発明の二相ステンレス鋼板は、（Ａ）項で述べた成分とＮｉ−ｂａｌ．を有し、プレス成形性を向上させるためにγ相率を規定する。γ相率はＮｉ−ｂａｌ．と概ね相関を持つ。すなわち、γ相率はＮｉ−ｂａｌ．の上昇とともに増加する傾向にある。しかしながら、後述する仕上げ焼鈍温度領域におけるγ生成能は、Ｎｉ−ｂａｌ．の各元素の係数と必ずしも一義的に対応するものでない。そのため、本発明の目標とするプレス成形性を得るためにＮｉ−ｂａｌ．とγ相率の両者を規定する必要がある。
【００５４】
γ相率は、００２２項で述べたように、ＥＢＳＰ法により求めることができる。ＥＢＳＰ法は、例えば、顕微鏡；鈴木清一、Ｖｏｌ．３９、Ｎｏ．２、１２１〜１２４に記載されているように、γ相（ｆｃｃ）とα相（ｂｃｃ）の結晶系データを指定し、相毎に色づけした相分布マップを表示する。これにより、γ相率を求めることが可能であり、さらにγ相やα相の分散形態も把握することが出来る。例えば、試料は板断面、測定倍率は５００とする。
【００５５】
γ相率の下限は、本発明の目的とするプレス成形性を確保するために５０％とする。０．２％耐力を小さくしてプレス成形性を効果的に発現させるために、好ましくは６０％以上である。一方、γ相率が９５％超となる場合は、多量のＮｉ、Ｍｎ、Ｃｕの添加を必要とし、Ｎｉ節減・経済性の視点から問題がある。さらに、γ系ステンレスとの分別も容易でない。そのため、上限は９５％とする。Ｎｉ節減・経済性の視点から、好ましい範囲は６０〜８０％である。
【００５６】
非特許文献２には、特許文献１〜３の開発に関連した高Ｓｉ・低Ｎｉを特徴とする二相ステンレス鋼の金属組織が報告されている。これら鋼は、０００３項に記述した通り、車両用としての強度を確保するために０．２％耐力の上昇を目的としている。一般に、γ相の０．２％耐力はα相よりも小さい。そのため、０．２％耐力を上昇させるには、二相組織においてα相を主相とすることが好ましい。非特許文献２で示された金属組織は、Ｃｒ量１７％超の二相ステンレス鋼において、α相を主相（５３．３〜７５．０％α）としている。従って、鋼板のプレス成形性の向上を目的とした本発明の金属組織は、特許文献１〜３に開示された鋼の金属組織とは異なるものである。
【００５７】
前記したようにγ相を主相とし、残部はα相とする。Ｃｒ量やＳｉ量が低い場合、α相は焼鈍後の冷却過程においてマルテンサイト変態する場合がある。本発明で目的とするプレス成形性を阻害しない程度において、マルテンサイト相を不可避的に混入しても構わない。
【００５８】
γを主相とした場合のα相の分散形態は、特に規定するものではない。プレス成形性の観点から、α相は微細分散していることが好ましい。具体的には、板厚方向に５０μｍ未満のα相が繊維状ないし粒子状に分散していることが好ましい。
【００５９】
（ｃ）機械的性質、エリクセン値について以下に説明する。
【００６０】
本発明の二相ステンレス鋼板は、（Ａ）項の成分とＮｉ−ｂａｌ．を有し、プレス成形性を向上させるために（Ｂ）項で述べたγ相率を規定している。このような規定を満足した鋼板の機械的性質とエリクセン値は、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼板と遜色なくプレス成形可能なように以下の値であることが好ましい。
【００６１】
０．２％耐力は、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼と遜色ない程度とするために４００ＭＰａ未満とすることが好ましい。４００ＭＰａ超の場合は、実プレスを想定した場合、プレス機のパワ−不足や金型の磨耗・損傷が懸念される。より好ましくは３５０ＭＰａ以下とする。下限は特に規定するものでないが、Ｃ＋Ｎ量や添加する合金量を考慮してより好ましい範囲は、２５０〜３５０ＭＰａである。
【００６２】
破断伸びは、００２５、００３２項で述べたように高いエリクセン値を得るために、３５％以上であることが好ましい。より好ましくは４０％以上、さらに好ましくは４５％以上である。
【００６３】
エリクセン値は、張り出し加工性に代表されるプレス成形性の指標として重要である。００２２項で述べたように、本発明で目標とするオーステナイト系ステンレスと遜色ない程度のプレス成形性を得るには、１１ｍｍ以上であることが好ましい。より好ましくは１２ｍｍ以上とする。上限は特に設けるものではないが、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１のＢ法（しわ押さえ圧１トン）に規定する条件下で１５ｍｍを超えることは困難である。
【００６４】
（ｄ）製造方法に関して以下に説明する。
【００６５】
（Ａ）項の成分およびＮｉ−ｂａｌ．と（Ｂ）項で述べたγ相率を満足すれば製造方法は特に限定するものではない。
【００６６】
仕上げの冷間圧延と仕上げ焼鈍条件は、γ相率や組織の分散形態に影響する。冷間圧延の圧下率は、第２相であるα相の微細分散という視点から、４０％以上であることが好ましい。仕上げ焼鈍は、γ相を主相とするために９５０〜１１５０℃の範囲に加熱することが好ましい。１１５０℃超の場合は、α相の生成量が増加するとともに組織の粗大化も懸念される。９５０℃未満の場合は、γ相の再結晶・軟質化が不十分となる恐れもある。焼鈍後の冷却は、Ｃｒ量やＳｉ量が少ない場合、α相のマルテンサイト変態を抑制するために空冷以上（およそ３℃／秒以上）の冷却速度とすることが好ましい。
【実施例】
【００６７】
以下に、本発明の実施例について述べる。
【００６８】
表３に成分を示す二相ステンレス鋼を溶製し、熱間圧延を行い板厚４．０〜５．０ｍｍの熱延板を製造した。鋼Ｎｏ．１〜鋼Ｎｏ．２２は、本発明で規定する成分とＮｉ−ｂａｌ．を有するものである。鋼Ｎｏ．２３、２４は、本発明で規定する成分を有するものの、Ｎｉ−ｂａｌ．が本発明から外れるものである。鋼Ｎｏ．２５〜２７は、本発明で規定するＮｉ−ｂａｌ．を有するものの、成分範囲が本発明から外れるものである。これら熱延板を焼鈍・酸洗した後、０．７ｍｍ厚に冷間圧延し、１０５０℃で仕上げ焼鈍を行った。
【００６９】
【表３】
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【００７０】
得られた冷延焼鈍板から、各種試験片を採取して、γ相率の測定、ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験、エリクセン試験に供した。測定および試験方法は、００２２項に記載した通りである。０．２％耐力、引張強さ、伸び、エリクセン値、γ相率を評価した。評価結果を表４に示す。
【００７１】
【表４】
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【００７２】
鋼Ｎｏ．１〜２２は、０．２％耐力：４００ＭＰａ未満、伸び：３５％以上であり、エリクセン値は本発明の目標とする１１ｍｍ以上の高い値を有している。また、γ相率は５０％以上となり、γ主相の二相ステンレス鋼板である。これより、本発明で規定する成分とＮｉ−ｂａｌ範囲の両者を満たすことにより、エリクセン値はＳＵＳ４３０ＬＸと比較して上位となり、ＳＵＳ３０４等のγ系ステンレスと遜色ないあるいは同等以上であることが分かる。
【００７３】
Ｎｏ．２３、２４は、伸びが３５％未満、あるいはγ相率が５０％未満となり本発明の目標とする１１ｍｍ以上のエリクセン値に到達しなかった。これより、本発明で規定する成分を満たしても、Ｎｉ−ｂａｌ範囲が外れる場合は本発明の目標とするエリクセン値に到達しないことが分かる。
【００７４】
Ｎｏ．２５〜２７は、０．２％耐力が４００ＭＰａ超、あるいはγ相率が５０％未満となり本発明の目標とする１１ｍｍ以上のエリクセン値に到達しなかった。これより、本発明で規定するＮｉ−ｂａｌ範囲を満たしても、成分範囲が外れる場合は本発明の目標とするエリクセン値に到達しないことが分かる。
【図１】
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【図２】
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