(57)【要約】  強度と成形性のバランス及び疲労特性に優れ、安価な、ばね部品に適したマルテンサイト系複相ステンレス鋼は、C: 0.1〜0.4％、Si: 2.0％以下、Mn: 0.1〜6.0％、Cr: 10.0〜28.0％、N: 0.17％以下を含有し、残部がFe及び不純物からから化学組成と、フェライト相とマルテンサイト相と場合により5体積％以下の残留オーステナイト相とからなり、フェライト相中に存在するC量の平均値CFとマルテンサイト中に存在するC量の平均値CMとがCM/CF≧5.0の関係を満足する金属組織とを有する。
2013080699.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.１〜０.４％、Ｓｉ：２.０％以下、Ｍｎ：０.１〜６.０％、Ｃｒ：１０.０〜２８.０％、Ｎ：０.１７％以下を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、かつ
フェライト相とマルテンサイト相とからなるか、フェライト相とマルテンサイト相と体積％で５％以下の残留オーステナイト相とからなる複相組織からなり、かつフェライト相中に存在するＣ量の平均値をＣFとし、マルテンサイト相中に存在するＣ量の平均値をＣMとした時に、ＣM／ＣF≧５.０の関係を満足する金属組織を有する、
ことを特徴とするステンレス鋼。
【請求項２】
前記複相組織の平均結晶粒径が１０μｍ以下である請求項１に記載のステンレス鋼。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎｂ：０.５％以下、Ｖ：０.５％以下、及びＴｉ：０.５％以下から選ばれた１種又は２種以上をさらに含有する、請求項１又は２に記載のステンレス鋼。
【請求項４】
請求項１又は３に記載の化学組成を有するステンレス鋼に、熱間及び冷間での加工とその後の熱処理を少なくとも１回ずつ実施した後、製品形状への最終冷間加工及びその後の性能調整のための最終熱処理を行うことからなるステンレス鋼の製造方法であって、
前記最終冷間加工の前に、オーステナイト単相域において１０分間以上加熱保持した後にフェライト単相域において１分間以上加熱保持する熱処理を実施すること、及び
前記最終冷間加工の後の前記最終熱処理を、８００〜１０００℃の範囲内のフェライト相とオーステナイト相との二相域の温度に１０秒間以上加熱保持した後、少なくとも６００℃まで１℃／秒以上の冷却速度で冷却することにより行うことを特徴とする、ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度を達成した上で成形性に優れ、従って、強度と成形性のバランスに優れ、さらに疲労特性にも優れるステンレス鋼及びその製造方法に関する。本発明に係るステンレス鋼は、数多くの製品に適用でき、特に最近の小型化及び軽量化の進展に伴って高強度を必要とし、その上で所定の形状に成形加工される各種の構成部品の素材に適用できる。【０００２】
ここで言う構成部品とは、自動車、家電製品、パソコン、さらには携帯電話等の消費者が使用する最終製品の構成部品を意味する。最も適した構成部品として、具体的には、自動車のエンジンに使用されるガスケット、無段変速機用リング、パソコンや携帯電話の筐体、それらのボタンの下に組み込まれる皿バネ等が例示される。
【背景技術】
【０００３】
最終的な製品に使用される構成部品は、上述したように、多種多様にわたる。近年、製品の一層の小型化や軽量化（薄板化や小断面積化等）の進行に伴う剛性低下の対策として、構成部品の素材にはさらなる高強度化が要求される。製品や構成部品の小型化や軽量化は、貴重な資源を有効活用することに他ならず、環境問題の改善にも貢献する。他方、構成部品の形状については、複雑化や高精度化が図られ続けており、素材には優れた成形性も要求される。【０００４】
これらの要求に対して、一般的な金属材料では高強度化による成形性の低下が避けられず、高強度化と良好な成形性とは二律背反の関係にある。さらに、ばねは、繰り返し変形を受け、局所的な部位への応力の集中により早期に疲労破壊することも多い。このため、高強度を有するとともに、優れた成形性及び疲労特性を有するばね部品用の材料の必要性がさらに高まっている。【０００５】
ステンレス鋼は、一般に優れた耐食性を最大の特徴とするが、ばね部品用の素材としても従来から多用されている。具体的には、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、ばね部品素材として主に使用されてきた。準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、冷間加工により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）を起こし、比較的容易に高強度を得られるとともに、広範囲に強度の調整が可能だからである。【０００６】
準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト母相が高い伸びを示すことから成形性に優れるとともに、上記のように変形部がマルテンサイト相に変態することで硬化し、軟質な未変形部が優先的に変形することによって材料全体が均一変形し（ＴＲＩＰ効果）、優れた成形性も示す。準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、このような特徴から、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ−Ｇ−４３１３）においてもバネ用ステンレス鋼帯として分類され、その機械的性質も規定されている。【０００７】
しかし、準安定オーステナイト系ステンレス鋼が示す大きな加工硬化は、その変動要因が多く、目的とする製品板厚で所望の特性を安定して得ることができないことが多い。また、最近のばね部品の小型化や軽量化に対応する薄板化や高強度化により、特に圧延時の負荷が増加するという問題もある。さらには、準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、高価かつ稀少な合金元素であるＮｉを多量に含有するので高価である。【０００８】
他方、ばね部品用素材には、熱処理（焼き入れ）により中間相として硬質なマルテンサイト相へ変態することで高強度が得られる、ＳＵＳ４０３、ＳＵＳ４１０、ＳＵＳ４２０等のマルテンサイト系ステンレス鋼も適用されている。また、マルテンサイト系ステンレス鋼を素材としてフェライト相との複相組織を活用するものも多い。これらはＮｉを殆ど含有しないので、上述した準安定オーステナイト系ステンレス鋼よりも安価である。【０００９】
このようなマルテンサイト系ステンレス鋼として、例えば、特許文献１には高強度複相組織ステンレス鋼が、特許文献２には高強度複相組織ステンレス鋼帯又は鋼板が、特許文献３にはスチールベルト用複相ステンレス鋼帯が、特許文献４にはガスケット用複相ステンレス鋼が、特許文献５には高弾性を有する高強度複相ステンレス鋼板が、さらに、特許文献６には延性に優れた高強度ステンレス鋼板が、それぞれ開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特許第３３６３５９０号明細書
【特許文献２】特許第３６０２２０１号明細書
【特許文献３】特許第４２５２８９３号明細書
【特許文献４】特許第４３５３０６０号明細書
【特許文献５】特開２００３−８９８５１号公報
【特許文献６】特開２００４−３２３９６０号公報
【発明の概要】
【００１１】
しかし、これらの複相マルテンサイト系ステンレス鋼においても、所定の強度への調整は難しく、高強度化に伴って、強度の調整がさらに難しくなっている。
【００１２】
さらに、最近のばね部品の小型化や軽量化により、これらのマルテンサイト系ステンレス鋼には、よりいっそう高い強度と優れた伸びとを有し、さらには優れた疲労特性を有することが要求されている。
【００１３】
本発明の目的は、高強度を達成しつつ成形性も改善され、かつ疲労特性に優れ．所定強度への調整が可能な、比較的安価なステンレス鋼とその製造方法を提供することである。
【００１４】
本発明の別の目的は、従来を超える優れた性能と信頼性を有し、上述した最終製品の構成部品、具体的には、自動車のエンジンに使用されるガスケット、無段変速機用リング、パソコンや携帯電話の筐体、それらのボタンの下に組み込まれる皿バネ等に好適に用いることができる、工業的に安定供給が可能な、複相組織を有するマルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法を提供することである。それにより、製品の小型化や軽量化による資源の有効活用を促進して、環境問題の改善にも貢献できる技術が提供される。
【００１５】
１側面において、本発明は、Ｃ：０.１〜０.４％（本明細書では化学組成に関する％は質量％を意味する）、Ｓｉ：２.０％以下、Ｍｎ：０.１〜６.０％、Ｃｒ：１０.０〜２８.０％、Ｎ：０.１７％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からから化学組成を有するとともに、フェライト相とマルテンサイト相と場合によりさらに体積％で５％以下の残留オーステナイト相とを含む複相組織からなり、フェライト相中に存在するＣ量の平均値をＣFとし、マルテンサイト相中に存在するＣ量の平均値をＣMとした時に、ＣM／ＣF≧５.０の関係を満足する金属組織を有することを特徴とするステンレス鋼である。
【００１６】
前記複相組織の平均結晶粒径が１０μｍ以下であることが好ましい。
前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ：２％以下及びＣｕ：２％以下から選ばれた１種又は２種、ならびに／又はＮｂ：０.５％以下、Ｖ：０.５％以下及びＴｉ：０.５％以下から選ばれた１種又は２種以上をさらに含有していてもよい。
【００１７】
別の側面からは、本発明は、上記化学組成を有するテンレス鋼に、熱間及び冷間での加工とその後の熱処理を少なくとも１回ずつ実施した後、製品形状への最終冷間加工及びその後の性能調整のための最終熱処理を行うことからなるステンレス鋼の製造方法であって、前記最終冷間加工の前に、オーステナイト単相域において１０分間以上加熱保持した後にフェライト単相域において１分間以上加熱保持する熱処理を実施すること、及び前記最終冷間加工の後の前記最終熱処理を、８００〜１０００℃の範囲内のフェライト相とオーステナイト相との二相域の温度に１０秒間以上加熱保持した後、少なくとも６００℃まで１℃／秒以上の冷却速度で冷却することにより行うことを特徴とする、ステンレス鋼の製造方法である。
【００１８】
本発明に係るステンレス鋼は、Ｎｉを多量には含まない安価なステンレス鋼であるにもかかわらず、高強度を達成した上で成形性に優れ（強度と成形性のバランスに優れ）、疲労特性にも優れている。このステンレス鋼は、上述した各種の最終製品の構成部品の素材として好適に用いることができる。本発明に係る製造方法は、このような従来よりも優れた性能と信頼性を有する、マルテンサイト相とフェライト相とにより構成される複相ステンレス鋼を、工業的に安定供給することを可能にする。これにより、製品の小型化や軽量化による資源の有効活用を促進して環境問題の改善にも貢献することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】１２.５Ｃｒ−０.５Ｍｎ−Ｃ鋼の計算状態図である。
【図２】図２(ａ)は実施例で採用した比較法の製造工程を示す説明図であり、図２(ｂ)は実施例で採用した本発明法の製造工程を示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明を、添付図面を参照しながら説明する。なお、以降の説明では、ステンレス鋼がステンレス鋼板である場合、従って、熱間加工及び冷間加工がいずれも圧延である場合を例にとる。しかし、本発明は、ステンレス鋼が鋼板である場合に限られない。ステンレス鋼は、例えば、棒材、管材、異形材などであってもよく、従って、熱間加工及び冷間加工は、例えば、押し出し、溝ロール圧延などであってもよい。
【００２１】
１．本発明の基礎となる知見
前述のように、本発明は小型化や軽量化が進展するばね部品用として好適な、伸びと疲労特性に優れる高強度複相マルテンサイト系ステンレス鋼を、工業的に安定して提供することを目指したものである。本発明は、下記知見Ａ〜Ｈに基づき、数多くの試験を経て完成した。
【００２２】
（Ａ）マルテンサイト系ステンレス鋼板の強度は、侵入型固溶強化元素であるＣ、Ｎの含有量に比例し、Ｃ、Ｎをマルテンサイト相中に高濃度で含有させることによって上昇する。
【００２３】
（Ｂ）安定した高強度を得ながら優れた伸びを両立させるためには、強度をマルテンサイト相に分担させるとともに、伸びを軟質なフェライト相に分担させることが有効である。その高強度及び伸びの両立の結果として、部品形状へ加工した後に優れた疲労特性が達成される。
【００２４】
（Ｃ）目標とする優れた性能は、マルテンサイト相に含まれるＣ、Ｎの含有量を高く管理するとともに、フェライト相に含まれるＣ、Ｎの含有量を低く管理して、両相におけるＣ、Ｎの含有量の比を大きくすることにより達成される。
【００２５】
（Ｄ）強度を担うマルテンサイト相について、高強度域においてより高い伸びを得る点については、Ｎに比べてＣが有効に作用する。
【００２６】
（Ｅ）Ｃをマルテンサイト相に多量に固溶させるためには、二相域での最終熱処理での加熱保持時にオーステナイト相へのＣの供給量を増加させることが必要である。粗大な炭化物は伸びを低下させるばかりか、最終熱処理での固溶に長時間を必要とするために、オーステナイト相へＣ供給が減少する。そのためには、最終熱処理時に炭化物が容易に固溶するように最終熱処理前に炭化物を微細化することが有効である。
【００２７】
（Ｆ）炭化物の微細化は、熱間圧延等で形成された粗大な炭化物を一旦固溶させ、その後の析出を調整することにより達成される。
【００２８】
（Ｇ）他方、複相マルテンサイト系ステンレス鋼板は、結晶粒微細化により強度と伸びのバランス、疲労特性が向上する。結晶粒微細化にはより低温での二相化焼鈍が有効であり、オーステナイト安定化元素Ｍｎ、Ｎｉ又はＣｕを含有させると、高温での二相域が拡大し、より低温から焼き入れが可能になることで、結晶粒微細化に寄与する。また、粒成長を抑制する析出物の構成元素Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの含有も結晶粒微細化に有効である。
【００２９】
（Ｈ）本発明者らが行った実験結果から、高強度域で高い伸びを得るには、オーステナイト安定化元素Ｍｎが最も有効に作用することが判明した。
【００３０】
高Ｃ、Ｍｎの成分を基本とするマルテンサイト系ステンレス鋼を素材として、所定の高強度を安定して得るための化学組成や熱処理条件の影響を検討した結果、以下の２点が重要であることが判明した。
【００３１】
（Ｉ）より多量の固溶強化元素のマルテンサイト相への固溶による高強度と、固溶強化元素を低減して高い伸びを担う軟質なフェライト相による変形の分担とが有効である。
【００３２】
（Ｊ）オーステナイト安定化元素Ｍｎによる（焼き入れ）熱処理で性能調整される温度域拡大（強度調整域での傾きの緩和）が有効である。
【００３３】
上記（Ｉ）項は、最終冷間圧延より前に、オーステナイト単相域に加熱保持して炭化物を完全に固溶させた後、低温のフェライト相域で保持し、固溶限の大きな低下により過飽和に固溶したＣを炭化物として微細に析出させる、固溶化熱処理を行うことによって可能となる。この熱処理は、最終冷間圧延までに行えばよいが、熱間圧延後に行われる固溶化熱処理と兼ねて行うのが簡便である。この熱処理により炭化物を微細に析出させることで、固溶炭素量が低くなり、冷却でのマルテンサイト変態が抑制されるため、材料は軟質となる。その結果、その後の冷間圧延が可能となる。冷間圧延により、低温のフェライト相域で微細に析出した炭化物を粉砕して、さらに微細化することも可能である。これらにより、最終熱処理での二相域保持において微細な炭化物が再固溶・分配することによって、上記（Ｉ）項が達成される。
【００３４】
従来の熱間圧延後の固溶化熱処理は、フェライト相域の上限温度付近で行われている。この場合、固溶が不完全となるため、粗大な炭化物が残存する。一方、固溶化熱処理をオーステナイト単相温度域で行うと、粗大な炭化物を固溶することはできるが、冷却時に硬質なマルテンサイト相が生成して高強度となる。その結果、その後の冷間圧延を実施できなくなるので、従来はオーステナイト単相温度域での固溶化熱処理は行われていなかった。
【００３５】
上記（Ｊ）項については、Ｍｎの添加により二相域を低温側に拡大させ、最終熱処理を低温で実施することにより、結晶粒微細化も達成できる。
【００３６】
略述すると、本発明は、高Ｃ、Ｍｎを基本とするステンレス鋼を用いて、その金属組織を硬質なマルテンサイト相と軟質なフェライト相との複相とした上で、フェライト相中に存在するＣ量の平均値ＣFと、マルテンサイト相中に存在するＣ量の平均値ＣMとの比（ＣM／ＣF）を５.０以上とする。それにより、高強度を達成した上で成形性に優れ、疲労特性にも優れたステンレス鋼を安価に提供できる。
【００３７】
２．化学組成
本発明に係るステンレス鋼の化学組成は次の通りである。前述したように、％はいずれも質量％である。
【００３８】
［Ｃ：０.１〜０.４％］
Ｃは、安価であり、最も強力な侵入型固溶強化元素であるとともに、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉとの化合物を析出し、結晶粒の成長を抑制する有効な元素である。このため、Ｃは、本発明で目的とする性能を安定して得るために大きな影響を及ぼすので、その含有量を制御する必要がある。Ｃ含有量は、上記作用を十分に発揮させるために０.１％以上とする。好ましくは０.１１％以上、より好ましくは０.１２％以上である。しかし、Ｃを過剰に含有すると、Ｃｒとの粗大な炭化物を形成し、諸特性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０.４％以下とする。好ましくは０.３８％以下、より好ましくは０.３６％以下である。
【００３９】
［Ｓｉ：２.０％以下］
Ｓｉは、侵入型固溶強化元素に次ぐ、有効な固溶強化合金元素である。Ｓｉは、フェライト安定化元素であり、オーステナイト安定化元素とのバランスを考えて含有させる。他方、Ｓｉは、溶製時の脱酸剤としても使用され、過剰に含有すると粗大な介在物を形成し、諸特性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は２.０％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは１.８％以下である。また、上記効果を得るためにはＳｉ含有量は０.１％以上であることが好ましい。
【００４０】
［Ｍｎ：０.１〜６.０％］
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、高温でのオーステナイト相とフェライト相からなる二相域を拡大する。それにより、より低温でも焼き入れが可能となり、強度の調整を容易にするとともに、焼き入れ温度の低下により結晶粒微細化による高性能化も可能にする。さらに、Ｍｎは、低温での焼き入れの効果として、フェライト相のＣ、Ｎの固溶限が低下することにより伸びを向上させると同時に、マルテンサイト相については、逆にＣ、Ｎの固溶量が増加することによって高強度化する。その結果、高強度と伸びを同時に向上させることもできる。このように、Ｍｎは、本発明において重要な作用を果たす必須の元素であり、Ｍｎ含有量は０.１％以上とする。好ましくは０.３％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有させると、粗大な化合物を形成し、諸特性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は６.０％以下とする。Ｍｎ含有量は好ましくは５.６％以下である。
【００４１】
［Ｃｒ：１０.０〜２８.０％］
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本的元素の一つであり、基本的な耐食性を得るためにＣｒを１０.０％以上の量で含有させる。好ましくは１０.２％以上である。Ｃｒは、フェライト安定化元素でもあり、オーステナイト安定化元素（例、Ｍｎ）とのバランスも考えて含有させる。ただし、Ｃｒを過剰に含有すると、必要な強度が得られず、粗大な化合物の形成により、伸び及び疲労強度がいずれも低下する。このため、Ｃｒ含有量は２８.０％以下とする。好ましくは２６.０％以下である。
【００４２】
［Ｎ：０.１７％以下］
Ｎは、Ｃに次ぐ極めて強力な侵入型固溶強化元素であるとともに、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉとの化合物を析出させることにより結晶粒成長を抑制するのに有効な元素でもある。ただし、Ｎを過剰に含有すると熱間加工性が著しく劣化する。このため、Ｎ含有量は０.１７％以下とする。好ましくは０.１５％以下である。また、上記効果を得るためにはＮ含有量は０.０１％以上であることが好ましい。
【００４３】
以下の元素は、本発明において必要に応じて含有させることができる任意元素である。
［Ｎｉ：２％以下及びＣｕ：２％以下から選ばれた１種又は２種］
Ｎｉ、Ｃｕは、いずれも、オーステナイト安定化元素であり、高温でのオーステナイト相とフェライト相からなる二相域を拡大し、より低温からの焼き入れを可能する。このため、Ｍｎの効果を補うために、Ｎｉ、Ｃｕの一方又は両方をそれぞれ２.０％以下の含有量で含有させてもよい。Ｎｉ、Ｃｕの含有量は、好ましくはそれぞれ１.８％以下である。また、上記効果を得るためにはＮｉ、Ｃｕ含有量はいずれも０.１％以上であることが好ましい。
【００４４】
［Ｎｂ：０.５％以下、Ｖ：０.５％以下及びＴｉ：０.５％以下から選ばれた１種又は２種以上］
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、Ｃ、Ｎとの化合物を形成し、それらのピン止め効果により結晶粒の成長を抑制するので、結晶粒微細化のために、これらの１種又は２種以上を含有させてもよい。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの含有量はそれぞれ０.５％以下とし、好ましくはそれぞれ０.４％以下である。また、上記効果を得るためにはＮｂ、Ｖ、Ｔｉ含有量は、いずれも０.０１％以上であることが好ましい。
【００４５】
上記以外の残部はＦｅ及び不純物である。
３．金属組織
［フェライト相と、マルテンサイト相と、場合により体積％で５％以下の残留オーステナイト相とからなる複相組織］
金属組織を、フェライト相とマルテンサイト相との複相組織とする理由は、軟質なフェライト相が伸びを分担するとともに、硬質なマルテンサイト相が強度を分担し、これにより、優れた伸びと高強度とを両立させることができる上、優れた疲労特性も得られるからである。高温二相域ではフェライト相とオーステナイト相とが互いに粒成長を抑制する。さらに、本発明では、前記の高温二相域が低温側に拡大することによって、より低温での焼き入れが可能となり、結晶粒の微細化による特性の向上も図られる。
【００４６】
上記複相組織は最終熱処理により生成する。しかし、最終熱処理後もオーステナイト相の一部が残存していてもよい。すなわち、金属組織はさらに残留オーステナイト相を含んでいてもよい。オーステナイト相は高温域で存在し、一般には変態により中間相としてマルテンサイト相を形成するが、一部が変態することなく室温まで維持される場合がある。一部とは、体積％で５％以下の割合であり、好ましくは体積％で４％以下である。
【００４７】
図１は、本発明に含まれうる１２.５Ｃｒ−０.５Ｍｎ−Ｃ鋼の計算状態図である。図１を参照しながら、フェライト相、オーステナイト相、マルテンサイト相とＣ量との関係を説明する。
【００４８】
図１に示すように、フェライト相（Ｆ）は、固溶強化元素のＣの固溶限が小さく、軟質である。これに対して、オーステナイト相（Ａ）は、オーステナイト安定化元素でもあるＣの固溶限が大きいものの、熱処理後は一般に比較的軟質である。図１に具体的に示すように、例えば、Ｃ量が０.１５％、温度が一般に工業的に使用される１２００℃までの場合、温度の低下とともに約９４０℃までがオーステナイト単相（Ａ）となり、約８３０℃までがオーステナイト相と炭化物（Ａ＋Ｍ23Ｃ4）となり、約７９０℃までがオーステナイト相とフェライト相と炭化物（Ａ＋Ｆ＋Ｍ23Ｃ4）となり、それより低温ではフェライト相と炭化物（Ｆ＋Ｍ23Ｃ4）となる。すなわち、高温域にて安定なオーステナイト相は、低温域では固溶する炭素量の低下に伴い、炭化物を形成しながらフェライト相へと変化する。
【００４９】
ただし、図１に示すのは、最終的に形成される安定相である。最終熱処理時に高温のオーステナイト域から急速に冷却した場合、オーステナイト相から、固溶限を越える過飽和なＣ量を含有するマルテンサイト相が生成する。マルテンサイト相は、固溶Ｃ量がオーステナイト相に近いので、その固溶強化を主因として硬質であり、高強度化に寄与する。高強度化の他の要因として、冷却時の熱収縮に伴う歪による強化も挙げられる。
【００５０】
本発明では、フェライト相とマルテンサイト相との複相組織とするために、最終熱処理時にオーステナイト域より低温のフェライト相とオーステナイト相との二相域から冷却する。それにより、硬質なマルテンサイト相による高強度化と、軟質なフェライト相による伸びとを両立させることができる。フェライト相とマルテンサイト相の割合は特に規定されない。どちらが主相になってもよい。
【００５１】
［フェライト相中に存在するＣ量の平均値ＣFと、マルテンサイト中に存在するＣ量の平均値ＣMとの比（ＣM／ＣF比）：５.０以上］
フェライト相中に存在するＣ量の平均値ＣFと、マルテンサイト中に存在するＣ量の平均値ＣFとの比（ＣM／ＣF比）が５.０以上であると、伸びと強度とのバランスが優れる。この比が達成されるようにＣがフェライト相とマルテンサイト相とに分配されると、軟質なフェライト相が分担する伸び、硬質なマルテンサイト相が分担する高強度を発揮できるからである。このＣM／ＣF比は好ましくは７.０以上である。なお、このＣ量とは、後述するようにマルテンサイト相又はフェライト相に固溶しているＣの濃度と加工性に悪影響を及ぼす粗大な炭化物を除いた、微細な炭化物中に含まれるＣの濃度の和を意味する。なお、５体積％以下で存在しうる残留オーステナイト相は、Ｃ濃度がマルテンサイト相とほぼ同等であるため、Ｃ濃度の議論においては、残留オーステナイト相についてもマルテンサイト相で代表させる。
【００５２】
フェライト相、マルテンサイト相それぞれにおけるＣ量は、ＥＰＭＡを用いて分析される。測定条件は、加速電圧：１５ｋＶ、照射電流：２.５×１０-8Ａ、プローブ径：約２μｍ程度とし、各点での測定時間は１秒以上とする。
【００５３】
ＥＰＭＡによる分析は、埋込及び研磨後のＲ.Ｄ.（圧延方向）平行断面に電子ビームを照射し、測定点が重ならないようにして線分析することにより実施する。測定点は１００点以上とする。この時に、１μｍ以上の粗大な析出物が観察される測定点は、Ｃ量が異常な値を示すので除外する。
【００５４】
各測定点でのＣ量を集計して高い方から順に並べ、上下１０点ずつの測定値を除外し、残りのＣ量の測定値の上から１０点分の平均値をＣM、下から１０点分の平均値をＣFとする。平均値ＣM、ＣFをこのようにして測定するのは、光学顕微鏡等での簡便なミクロ組織観察からは結晶粒がどの相であるのかを正確に断定することが難しいため、任意に１００点以上の複数点で測定して、測定結果から判断するほうが確実であるからである。
【００５５】
また、集計した測定値の上下各１０点ずつを除く理由は、表面においては析出物が観察されないものの内部に粗大な析出物が存在する場合に、異常な値を示して測定誤差となるためである。すなわち、表面に観察される場合と同様、内部に炭化物が存在する場合は、Ｃ量が異常に高くなる。また、炭化物以外の析出物、例えば窒化物や硫化物等が存在する場合には、逆にＣ量が異常に低くなる。上下１０点ずつを除外することにより、これらの異状なＣ量の影響を実質的に排除することができる。
【００５６】
［複相組織の平均結晶粒径：１０μｍ以下］
本発明に係るステンレス鋼の平均結晶粒径は、微細化により優れた伸びと強度のバランス、疲労特性が得られることから、１０μｍ以下であることが好ましい。複相組織の平均結晶粒径はさらに好ましくは９.６μｍ以下である。
４．ステンレス鋼の製造方法
上記化学組成を有するステンレス鋼を、熱間及び冷間での加工とその後の熱処理を少なくとも１回ずつ組み合わせて実施した後、製品形状への最終冷間加工、性能調整のための最終熱処理を行う製造方法である。
【００５７】
本発明では、最終冷間加工の前に、オーステナイト単相域において１０分間以上加熱保持した後にフェライト相単相域にて１分間以上加熱保持する熱処理を実施し、前記最終冷間加工を行い、その後に８００〜１０００℃の範囲内のフェライト相とオーステナイト相の二相域に１０秒間以上加熱保持した後、少なくとも６００℃まで１℃／秒以上の冷却速度で冷却する最終熱処理を行う。
【００５８】
代表的な工程は図２の(ｂ)の通りである。
熱間圧延（組織制御、減厚）→固溶化熱処理（Ｃ、Ｎの固溶と析出物の調整）→［冷間圧延（減厚）→熱処理（軟化、組織制御）］→最終冷間圧延（製品板厚への減厚）→最終熱処理＝焼き入れ（性能調整、組織制御）
熱間圧延及び冷間圧延は、常法に従って実施すればよい。以降では、オーステナイト単相域にて１０分間以上加熱保持した後にフェライト単相域にて１分間以上加熱保持する工程を固溶化熱処理、最終の冷間加工工程及び熱処理工程を最終冷間加工、最終熱処理と呼称し、他の冷間加工及び熱処理工程は単に冷間加工、熱処理と呼ぶ。本発明では、上記のように固溶化熱処理、最終熱処理の条件が特定される。
【００５９】
［固溶化熱処理］
従来の固溶化熱処理は一般にフェライト単相域で実施され、フェライトとオーステナイト二相域で実施される場合もあった。本発明では、固溶化熱処理を、オーステナイト単相域において１０分間以上加熱保持した後にフェライト単相域において１分間以上加熱保持することにより実施する。
【００６０】
まず、オーステナイト単相域に加熱保持するのは、オーステナイト相における侵入型強化元素（Ｃ，Ｎ）の固溶限がフェライト相に比べて一般に著しく大きいためである。保持時間が１０分間以上であればこれらの元素が略完全に固溶するので、この温度域に１０分以上加熱保持する。ただし、熱間圧延後に粗大な炭化物及び窒化物が存在する場合は、加熱温度をより高く、及び／又は保持時間をより長くすることが好ましい。保持時間は好ましくは３０分間以上である。
【００６１】
次に、フェライト単相域に加熱保持するのは、最終熱処理時に、炭化物の溶解が促進されてオーステナイト相へより多くの炭素が固溶するように、炭化物を微細に析出させるためである。それにより、材料を軟化させ、その後の減厚を目的とした加工の負荷を低減することができる。前述したように、オーステナイト単相域からの冷却はマルテンサイト相への変態により材料が硬化するので、その後の冷間圧延を不可能にする。これに対し、フェライト単相域での加熱保持は、固溶限の大きな低下により、過飽和に固溶したＣ、Ｎをフェライト相中に化合物として析出させ、硬質なマルテンサイト相の生成を抑制するので、その後の冷間圧延が可能にする。フェライト単相域での保持時間は１分間以上とする。ただし、侵入型元素を高濃度に含有する場合、フェライト単相域に長時間保持すると、粗大な化合物の析出を招くため、保持時間は６０分間以下とすることが好ましい。フェライト単相域の加熱保持は、オーステナイト単相域での加熱後に、そのまま連続して実施しても、あるいは一旦室温に冷却してから実施してもよい。また、連続して実施する場合でも、フェライト単相域での加熱温度より低い温度に一旦温度を低下させ、Ｃの過飽和度を上げて炭化物の析出サイトを形成させた後に、昇温して目的の加熱温度に保持してもよい。
【００６２】
上述したオーステナイト単相域加熱→フェライト単相域加熱の固溶化熱処理は、最終冷間圧延前のどこかの熱処理時に行えばよい。通常は、熱間圧延後の固溶化熱処理と兼ねて行うのが効率的である。
【００６３】
一方、原理的には、上記熱処理を、最終冷間加工後の最終熱処理時に行うことも可能である。すなわち、最終熱処理を、一旦オーステナイト単相域で加熱し、炭化物等を完全に固溶した後に、フェライト相とオーステナイト相の２相域温度で保持を行う方法である。しかし、高温のオーステナイト単相域へ加熱した場合、結晶粒の粗大化が避けられない。また、フェライト相とオーステナイト相の２相域温度に冷却した場合、フェライト相が形成される変態温度が低下し、実操業では高度な温度制御が必要になる問題がある。
【００６４】
［最終熱処理］
最終冷間圧延の後に行う最終熱処理は焼き入れのために行う。この最終熱処理は８００〜１０００℃の温度範囲で、かつフェライト相とオーステナイト相の二相域内の温度に１０秒間以上加熱保持した後、１℃／秒以上の冷却速度で少なくとも６００℃まで冷却することにより行われる。
【００６５】
最終冷間圧延後に、８００℃以上１０００℃以下でのフェライト相とオーステナイト相の二相域で１０秒間以上加熱保持した後、少なくとも６００℃まで１℃／秒以上の冷却速度で冷却する理由は、高温の二相域からの（焼入れ）熱処理により、前述のように優れた特性が得られるからである。最終熱処理温度が１０００℃より高くなるか、又はオーステナイト単相域になると、伸びが低下して加工性が劣化し、疲労特性も劣化する。加熱保持により材料の組織を複相化し、微細な炭化物を溶解させてオーステナイト相へ炭素を固溶させるために、最終熱処理の保持時間は１０秒間以上とする。保持時間は、好ましくは３０秒間以上である。
【００６６】
加熱後の冷却速度を１℃／秒以上とするのは、冷却中の粗大な化合物の析出を抑制し、硬質なマルテンサイト相を得るためである。この冷却速度は好ましくは３℃／秒以上である。安定した特性を得るためには、本来、マルテンサイト変態の完了する２００℃前後まで上記冷却速度を維持することが好ましい。ただし、工業的設備の場合、同温度域までの制御は難しく、粗大な炭化物析出の抑制を目的に、６００℃に達するまで保持する。すなわち、加熱温度から６００℃までの平均冷却速度が１℃／秒以上、好ましくは３℃／秒以上であればよい。
［その他の工程］
最終冷間圧延の前に、必要に応じて冷間圧延とフェライト単相域での熱処理（焼鈍）を実施してもよい。これらの冷間圧延と熱処理は省略してもよく、或いは２回以上実施してもよい。後者の場合には、各冷間圧延の後にそのつど熱処理を行うことが好ましい。
【００６７】
熱処理をフェライト単相域で行うのは、硬質なマルテンサイト相への変態によりその後の冷間圧延が困難になることを避けるためである。
【００６８】
フェライト単相域での熱処理を行った後、最終冷間圧延を実施して製品板厚に減厚する。この冷間圧延においても析出物は微細化する。このために、最終冷間圧延の圧下率は３０％以上、更に好ましくは５０％以上が適当である。
【実施例】
【００６９】
本発明を、実施例を参照しながら、より具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する本発明鋼Ａ〜Ｋ及び比較鋼Ｌ〜Ｐの小型鋳塊を用意した。【００７０】
【表１】
2013080699.tif 000003
【００７１】
図２(ａ)は、一般的に実施される比較法の製造工程（固溶化熱処理をフェライト単相又は二相域で行う方法、以下では方法２とする）を示す説明図であり、図２(ｂ)は、本発明法の製造工程（固溶化熱処理をオーステナイト単相域での加熱保持とその後のフェライト単相域での加熱保持により行う方法、以下では方法１とする）を示す説明図である。【００７２】
図２(ａ)及び図２(ｂ)に示すように、所定の形状に切削加工した鋳塊に対して、下記工程による処理を施して供試用ステンレス鋼板を製造した。【００７３】
（１）熱間圧延：組織制御及び減厚を目的とする熱間圧延は、多パス圧延により、圧延開始温度１２００℃、圧延完了温度９００℃以上で実施した。得られた熱延鋼板の板厚は約３ｍｍである。【００７４】
（２）固溶化熱処理：方法１は、本発明に従ったオーステナイト単相域（１０２０℃）に加熱保持、室温まで冷却した後、それに続けてフェライト単相域（７５０℃）での加熱保持により実施した。各温度での加熱保持時間は表２に示した、表２において、Ａ時間がオーステナイト単相域での保持時間、Ｆ時間がフェライト単相域での保持時間である。冷却はオーステナイト単相域加熱後及びフェライト単相域加熱後ともに放冷とした。方法２は、比較法に従ったフェライト単相域又は二相域での加熱保持により実施した。表２に加熱温度と保持時間を示す。冷却はいずれも放冷である。いずれの方法でも、固溶化熱処理後に脱スケールのために酸洗した。【００７５】
（３）冷間圧延及び熱処理：冷間圧延と熱処理は、減厚、軟化及び組織制御のために１回又は複数回実施できる。これらの工程は必ずしも実施する必要は無い。本実施例では、冷間圧延を１回、熱処理を１回実施した。冷間圧延の狙い板厚は１ｍｍとした。熱処理は、フェライト単相域である７５０℃に３分間保持し、放冷することにより行った。【００７６】
（４）最終冷間圧延及び最終熱処理（焼入れ）：最終冷間圧延により０.３ｍｍ前後の製品板厚に減厚した。得られた薄板を、表２に示す加熱温度、保持時間及び冷却速度で最終熱処理して、焼き入れを施した。冷却速度は加熱温度から６００℃までの平均である。【００７７】
表２に示す様々な条件により製造された、板厚０.３ｍｍ前後の薄板である試験Ｎｏ.１〜３５の供試用ステンレス鋼板から採取された試験片を用いて、結晶粒径、組織、ＣM／ＣF比、硬さ、引張特性(伸び)、曲げ加工性及び疲労特性を以下に述べる手法で調査した。また、熱間圧延工程で得られたステンレス鋼板に対して熱間加工性を調査した。これらの測定結果も表２にまとめて示す。【００７８】
［熱間加工性］
熱間圧延後のステンレス鋼板の両端を目視観察して耳割れの有無により熱間加工性を評価した。表２では、耳割れの無い良好な場合を○と表示し、耳割れがあるものの板の製造が可能な場合を△と表示し、多数の割れがあるために板製造が不可である場合を×と表示した。【００７９】
［組織］
試験片の鋼板表面にてフェライトメーターを用いて組織を測定した。また、圧延方向平行断面にて、埋込、研磨及びエッチング後の金属組織を光学顕微鏡、ＳＥＭを用いて観察した。両調査結果より特定された組織を、表２では、マルテンサイト単相をＭと表示し、マルテンサイト相とフェライト相との複相をＭ＋Ｆと表示し、フェライト単相をＦと表示した。また、一部の試験片に観察された残留オーステナイト相をＡにて表示し、その割合（体積％）を表示した。【００８０】
［結晶粒径］
圧延方向平行断面について、埋込、研磨及びエッチング後の金属組織を光学顕微鏡、ＳＥＭを用いて観察した。次いで、同写真より平均的部位での結晶粒径を測定した。【００８１】
［ＣM／ＣF比］
上述したＥＰＭＡを用いる方法により測定した。圧延方向平行断面を埋込み、研磨後、ＥＰＭＡによる線分析を実施し、前述のようにして算出した。なお、１μｍ以上の粗大な析出物が観察される測定点は除外した。測定は全長３００μｍ以上について実施し、間隔を３μｍ、各点にて３秒ずつ測定した。【００８２】
［硬さ］
試験片の鋼板表面にてビッカース硬度計を用いて９８Ｎで測定した。【００８３】
［引張特性］
圧延方向と平行に採取したＪＩＳ−１３Ｂ号試験片について、インストロン型試験機を用いて、伸びを測定した。なお、０.２％耐力及び引張強さも測定したが、それらは硬さに比例することを確認した。【００８４】
［曲げ加工性］
長手方向を圧延方向と平行に採取した短冊状試験片について、曲げ半径１ｍｍでの直角曲げ金型を用いて、加工後の割れの有無を調査した。評価は、割れが無く良好な場合を○とし、割れがある場合を×として表２に表示した。【００８５】
［疲労特性］
長手方向を圧延方向と平行に採取し、かつ長手方向の中心に長手方向と垂直に凸部を成形した短冊状試験片を用いて、凸部と曲げ軸を平行とした両振り式平面曲げ試験機を用いて、１０6回繰り返し曲げ後の割れの有無を評価した。評価は、板を貫通する割れがある場合を×とし、それ以外の場合を○とし、て、表２に表示した。【００８６】
【表２】
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【００８７】
表２において、試験Ｎｏ.１〜２３は発明例であり、試験Ｎｏ.２４〜３５は、鋼組成が本発明の範囲外であるか（試験Ｎｏ.２９〜３５）又は製造方法が不適切であるために鋼組織が本発明の範囲外である（試験Ｎｏ.２４〜２８）比較例である。【００８８】
発明例である試験Ｎｏ.１〜２３においては、ばね部品に必要な、優れた伸び（６.０〜１０.９％）と硬さ（３３５〜５６２Ｈｖ）との関係を示し、さらに良好な曲げ性及び疲労特性を有する。硬さと伸びのバランスに対応する硬さ×伸びの積の絶対値はいずれも３０００以上であり、特に結晶粒径が１０μｍ以下の場合には３３００以上とさらに高い値を示す。【００８９】
他方、試験Ｎｏ.２４〜２８のように、鋼組成が本発明の範囲内であっても、製造条件が本発明の条件を満足せず、比（ＣM／ＣF）が５.０未満であると、硬さ×伸びの積の絶対値は２０００に届かず、曲げ性、疲労特性も不芳である。【００９０】
また、本発明成分を満足しない試験Ｎｏ.２９〜３５や、さらに製造条件も満足しない試験Ｎｏ.２９及び３１も同様である。
【図１】
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【図２】
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【国際調査報告】
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