(57)【要約】  本発明は、優れた強度と加工性を両立でき、さらには、優れた耐食性が得られるマルテンサイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。本発明に係るマルテンサイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：１０．０％以上１６．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．８０％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．５０％以下およびＮ：０．０５０％超０．２０％以下を含有するとともに、Ｎ％≧Ｃ％の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成とすることを特徴とする。ここで、Ｃ％およびＮ％は、それぞれＣおよびＮの鋼中含有量（質量％）を表す
2016170761.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、  Ｃ：０．０２０％以上０．１０％未満、  Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、  Ｍｎ：０．０１％以上３．０％以下、  Ｐ：０．０５０％以下、  Ｓ：０．０５０％以下、  Ｃｒ：１０．０％以上１６．０％以下、  Ｎｉ：０．０１％以上０．８０％以下、  Ａｌ：０．００１％以上０．５０％以下および  Ｎ：０．０５０％超０．２０％以下を含有するとともに、下記式（１）の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるマルテンサイト系ステンレス鋼。                              記      Ｎ％≧Ｃ％                          （１）  ここで、Ｃ％およびＮ％は、それぞれＣおよびＮの鋼中含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
質量％で、さらに、  Ｃｕ：０．０１％以上５．０％以下、  Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下および  Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有するとともに、Ｃｕを１．０％以上含有する場合には、Ｍｎを０．０１％以上１．０％以下とする請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
質量％で、さらに、  Ｔｉ：０．０１％以上０．５０％以下、  Ｎｂ：０．００２％以上０．１５％未満、  Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下および  Ｚｒ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
前記ＮｂおよびＶを、Ｎｂ：０．００２％以上０．０５０％未満、Ｖ：０．０１％以上０．１０％未満として含有するとともに、下記式（２）の関係を満足する請求項３に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。                              記      Ｎｂ％＋Ｖ％≦Ｃ％＋Ｎ％                    （２）  ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｂ％およびＶ％は、それぞれＣ、Ｎ、ＮｂおよびＶの鋼中含有量（質量％）を表す。
【請求項５】
質量％で、さらに、  Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下、  Ｃａ：０．０００２％以上０．０１００％以下および  Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１〜４のいずれかに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項６】
引張強度が１２００ＭＰａ以上でかつ伸びが７．５％以上である請求項１〜５のいずれかに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項７】
引張強度が１２００ＭＰａ以上でかつ伸びが７．５％以上であり、極限変形能が０．７以上である請求項４または５に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本発明は、強度と伸び、さらには耐食性にも優れたマルテンサイト系ステンレス鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】  自動車の排気系部品の各部品間は、排ガス、冷却水、潤滑油等の漏れを防止する目的でガスケットと呼ばれるシール部品でシールされている。ガスケットは、管内の圧力変動等によって隙間が広がった場合と狭まった場合のいずれの場合にもシール性能を発揮しなければならないため、ビードと呼ばれる凸部が加工されている。ビードは使用中に圧縮とその緩和が繰り返されるため、高い引張強度が必要となる。また、ビードの形状によっては厳しい加工を施される場合があるため、ガスケット用材料には優れた加工性も要求されている。さらに、ガスケットは使用中、排ガスや冷却水等に曝されるため、耐食性も必要とされる。ガスケット用材料の耐食性が十分でないと、腐食を起因として破壊が生じてしまう場合もある。【０００３】  従来、ガスケット用材料としては強度と加工性を高い水準で両立したオーステナイト系ステンレス鋼のＳＵＳ３０１（１７質量％Ｃｒ−７質量％Ｎｉ）やＳＵＳ３０４（１８質量％Ｃｒ−８質量％Ｎｉ）等が多く使用されてきた。しかし、オーステナイト系ステンレス鋼は高価な元素であるＮｉを多く含有するため、材料コスト面で大きな課題を有している。また、オーステナイト系ステンレス鋼には、応力腐食割れに対する感受性が高いという課題もある。【０００４】  これに対し、Ｎｉ含有量が少ないため安価で、焼入れ熱処理によって高い強度が得られるステンレス鋼として、ＳＵＳ４０３（１２質量％Ｃｒ−０．１３質量％Ｃ）などのマルテンサイト系ステンレス鋼、さらにはマルテンサイトを含む複層組織を有するステンレス鋼が提案されている。【０００５】  例えば、特許文献１には、窒素含有雰囲気中で焼入れ熱処理を行うことにより、表層部を窒化させてオーステナイト相を形成することで疲労特性の改善を図ったマルテンサイト系ステンレス鋼およびマルテンサイト＋フェライト二相系ステンレス鋼が開示されている。  特許文献２には、オーステナイト＋フェライトの二相温度域で焼入れを行うことで硬度と加工性を両立させたマルテンサイト＋フェライト二相系ステンレス鋼が開示されている。  特許文献３には、窒素含有雰囲気中で熱処理を行うことで表層部がマルテンサイト＋残留オーステナイト相、内層部がマルテンサイト単相である複層組織ステンレス鋼が開示されている。【０００６】  また、特許文献４には、複層化熱処理の後に時効処理を行うことでばね特性を向上させたマルテンサイト＋フェライト二相系ステンレス鋼が開示されている。  特許文献５には、冷間圧延率を規定することで所期した硬さを有するマルテンサイト＋フェライト二相系ステンレス鋼が開示されている。  特許文献６には、表層部をマルテンサイト＋残留オーステナイトの二相としたステンレス鋼が開示されている。  特許文献７には、ＳＵＳ４０３等に窒素を吸収させて表層部に窒素化合物を析出させたステンレス鋼が開示されている。  特許文献８には、最外表面から少なくとも１μｍの深さの表層部がマルテンサイト単相の層で覆われている複層組織ステンレス鋼が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００２−３８２４３号公報
【特許文献２】特開２００５−５４２７２号公報
【特許文献３】特開２００２−９７５５４号公報
【特許文献４】特開平３−５６６２１号公報
【特許文献５】特開平８−３１９５１９号公報
【特許文献６】特開２００１−１４００４１号公報
【特許文献７】特開２００６−９７０５０号公報
【特許文献８】特開平７−３１６７４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】  しかし、特許文献１〜３のステンレス鋼はいずれも、Ｃ量を多くすることにより強度を高めているため、加工性の面に問題を残している。【０００９】  また、特許文献４のステンレス鋼は、Ｃ量が多いかまたはＮｉ量が多い場合に所望の硬度が得られる。しかし、Ｃ量が多い場合は加工性が不十分となる問題があり、Ｎｉ量が多い場合にはコストが高くなるという問題がある。  さらに、特許文献５のステンレス鋼は、冷間圧延により加工性が低下してしまうという問題がある。また、特許文献６および７のステンレス鋼に関しても、加工性が不十分であり、これら特許文献５〜７のステンレス鋼について、強度と加工性の両立が十分に達成されているとは言いがたい。  加えて、特許文献８のステンレス鋼についても、Ｃ量が多く加工性に劣るか、またはＣ量、Ｎ量ともに少ないため十分な強度を確保できない、もしくはＣｒ量が多いため十分な強度が確保できないという問題を残している。【００１０】  このように、マルテンサイト系ステンレス鋼は応力腐食割れに対する感受性が小さく、コスト面でもオーステナイト系ステンレス鋼に比べて安価であるが、加工性に劣るという問題がある。また、焼入れしたマルテンサイト系ステンレス鋼に対して、焼戻しと呼ばれる比較的低温での熱処理を施すことにより、加工性を向上させることが可能となるが、その場合には、Ｃｒ炭化物の析出による強度や耐食性の低下の問題が生じる。【００１１】  本発明は、上記の問題を解決するために開発されたものであって、優れた強度と加工性を両立でき、さらには、優れた耐食性が得られるマルテンサイト系ステンレス鋼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】
【００１２】  発明者らは、マルテンサイト系ステンレス鋼の強度と加工性、耐食性に関する研究、特にＣ量およびＮ量が強度と加工性、耐食性に与える影響について研究を行い、以下の知見を得た。（１）Ｃは焼入れ後の強度を上げる効果は大きいものの、加工性、特に伸びを大きく低下させてしまう。一方、Ｎは、強度を上げる効果はＣに比べると若干劣るものの、伸びの低下はＣに比べて小さい。このため、強度と伸びをバランス良く高めるにはＮを活用することが有効である。（２）Ｃｒ量およびＮｉ量を適正化したうえで、Ｃを抑制しつつＮを多くし、かつＮ量をＣ量以上とすることにより、十分な強度を確保しつつ、優れた伸び、ひいては優れた強度−伸びバランスを有するマルテンサイト系ステンレス鋼が得られる。（３）Ｃ量が多くなる場合は、粗大なＣｒ炭化物が析出することにより耐食性が低下しやすい。これに対し、Ｎ量が多くなる場合は、Ｃｒ窒化物が析出するものの、この窒化物は炭化物に比べて粗大化しにくい。このため、上記（２）のようにＣ量およびＮ量を制御することにより、焼入れ後および焼戻し後の耐食性の低下を最小限に留めることが出来る。  本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。【００１３】  すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。１．質量％で、  Ｃ：０．０２０％以上０．１０％未満、  Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、  Ｍｎ：０．０１％以上３．０％以下、  Ｐ：０．０５０％以下、  Ｓ：０．０５０％以下、  Ｃｒ：１０．０％以上１６．０％以下、  Ｎｉ：０．０１％以上０．８０％以下、  Ａｌ：０．００１％以上０．５０％以下および  Ｎ：０．０５０％超０．２０％以下を含有するとともに、下記式（１）の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるマルテンサイト系ステンレス鋼。                              記      Ｎ％≧Ｃ％                          （１）  ここで、Ｃ％およびＮ％は、それぞれＣおよびＮの鋼中含有量（質量％）を表す。【００１４】２．質量％で、さらに、  Ｃｕ：０．０１％以上５．０％以下、  Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下および  Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有するとともに、Ｃｕを１．０％以上含有する場合には、Ｍｎを０．０１％以上１．０％以下とする前記１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。【００１５】３．質量％で、さらに、  Ｔｉ：０．０１％以上０．５０％以下、  Ｎｂ：０．００２％以上０．１５％未満、  Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下および  Ｚｒ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記１または２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。【００１６】４．前記ＮｂおよびＶを、Ｎｂ：０．００２％以上０．０５０％未満、Ｖ：０．０１％以上０．１０％未満として含有するとともに、下記式（２）の関係を満足する前記３に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。                              記      Ｎｂ％＋Ｖ％≦Ｃ％＋Ｎ％                    （２）  ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｂ％およびＶ％は、それぞれＣ、Ｎ、ＮｂおよびＶの鋼中含有量（質量％）を表す。【００１７】５．質量％で、さらに、  Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下、  Ｃａ：０．０００２％以上０．０１００％以下および  Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１〜４のいずれかに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。【００１８】６．引張強度が１２００ＭＰａ以上でかつ伸びが７．５％以上であることを特徴とする前記１〜５のいずれかに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。【００１９】７．引張強度が１２００ＭＰａ以上でかつ伸びが７．５％以上であり、極限変形能が０．７以上である前記４または５に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【発明の効果】
【００２０】  本発明によれば、優れた強度と加工性を両立し、さらには焼入れ処理のみを行う場合だけではなく焼入−焼戻し処理を行う場合であっても優れた耐食性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を得ることができる。また、本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼は、自動車のガスケット部品に好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】種々の成分組成とした鋼板における引張強度および伸びの評価結果を、Ｃ量およびＮ量に対してプロットしたものである。
【発明を実施するための形態】
【００２２】  以下、本発明を具体的に説明する。  まず、本発明のステンレス鋼の成分組成について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
【００２３】Ｃ：０．０２０％以上０．１０％未満  Ｃは、高温でオーステナイト相を安定化させて、焼入れ熱処理後のマルテンサイト量を増加させる。マルテンサイト量が増加すると高強度化する。また、Ｃは、マルテンサイト自体を硬くして鋼を高強度化する。その効果はＣの０．０２０％以上の含有で得られる。しかし、Ｃ量が０．１０％以上になると、加工性が低下し易く、優れた強度−伸びバランスを得るのが困難となる。また、Ｃは鋼中のＣｒと結びついて炭化物として析出するため、Ｃが過度に増加すると、鋼に固溶するＣｒの量が減少して鋼の耐食性が低下する。なお、これ以降、特に断らない限り鋼に固溶するＣｒの量を単に鋼中Ｃｒ量と称す。従って、Ｃ量は０．０２０％以上０．１０％未満の範囲とする。Ｃ量が０．０５０％以上のときに焼入れ後に焼戻し熱処理を行うと、加工性は向上するが強度の低下が大きくなり、優れた強度−伸びバランスが得られなくなる場合がある。このような観点から、Ｃ量は０．０５０％未満とすることが好ましい。
【００２４】Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下  Ｓｉは、鋼の強度を増加させるのに有効な元素であり、その効果はＳｉの０．０１％以上の含有で得られる。しかし、Ｓｉは高温でフェライト相を形成しやすくする元素であり、その量が２．０％を超えると、焼入れ熱処理後のマルテンサイト量が減少して所定の強度が得られなくなる。従って、Ｓｉ量は０．０１％以上２．０％以下の範囲とする。好ましくは０．３％超、１．０％以下である。
【００２５】Ｍｎ：０．０１％以上３．０％以下  Ｍｎは、高温でオーステナイト相を安定化させる効果を持つ元素であり、焼入れ熱処理後のマルテンサイト量を増加させることが出来る。また、鋼の強度を高める効果も有する。これらの効果は、Ｍｎの０．０１％以上の含有で得られる。しかし、Ｍｎ量が３．０％を超えると、鋼の加工性が低下する。従って、Ｍｎ量は０．０１％以上３．０％以下とする。好ましくは０．３％超、２．０％以下の範囲である。さらに好ましくは０．７％超、１．６％以下の範囲である。ただし、後述するＣｕを１．０％以上含有する場合に、１．０％超のＭｎを含有すると、鋼の加工性が低下するとともに焼入れ性も低下してしまう。このため、Ｃｕを１．０％以上含有する場合は、Ｍｎ量を１．０％以下とすることが必要である。
【００２６】Ｐ：０．０５０％以下  Ｐは、靭性を低下させる元素であり、極力少ないほうが望ましい。従って、Ｐ量は０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。より好ましくは０．０３０％以下である。なお、Ｐ量の下限は特に限定されるものではないが、過度の脱Ｐは製造コストの増加を招くため、通常０．０１０％程度である。
【００２７】Ｓ：０．０５０％以下  Ｓは、成形性と耐食性を低下させる元素であり、極力少ないほうが望ましい。従って、Ｓ量は０．０５０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。より好ましくは、０．００５％以下である。なお、Ｓ量の下限は特に限定されるものではないが、過度の脱Ｓは製造コストの増加を招くため、通常０．００１％程度である。
【００２８】Ｃｒ：１０．０％以上１６．０％以下  Ｃｒは、耐食性を確保するために重要な元素であり、その効果はＣｒの１０．０％以上の含有で得られる。一方、Ｃｒ量が１６．０％を超えると、鋼が硬質化して製造性や加工性が低下する。また、フェライト相が形成されやすくなるため、焼入れ熱処理後のマルテンサイト量が減少してしまう。マルテンサイト量が減少すると強度が低下してしまう。従って、Ｃｒ量は１０．０％以上１６．０％以下の範囲とする。好ましくは１１．０％以上、１４．０％以下である。
【００２９】Ｎｉ：０．０１％以上０．８０％以下  Ｎｉは、高温においてオーステナイト相を安定化させる元素であり、焼入れ熱処理後のマルテンサイト量を増加させる効果を有する。また、鋼の高強度化にも寄与することが出来る。これらの効果はＮｉの０．０１％以上の含有で得られる。一方、Ｎｉ量が０．８０％を超えると、加工性が低下して、優れた強度−伸びバランスが得られなくなる。従って、Ｎｉ量は０．０１％以上０．８０％以下の範囲とする。好ましくは０．５０％未満である。より好ましくは０．３０％未満である。
【００３０】Ａｌ：０．００１％以上０．５０％以下  Ａｌは脱酸に有効な元素であり、その効果は０．００１％以上の含有で得られる。しかし、Ａｌは高温でフェライト相を安定化させる元素であり、その量が０．５０％を超えると、焼入れ熱処理後に十分なマルテンサイト量を確保できなくなる。このため、Ａｌ量は０．００１％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０２％以上、０．３５％以下である。より好ましくは０．０２％以上、０．１０％以下である。
【００３１】Ｎ：０．０５０％超０．２０％以下  Ｎは、Ｃと同様にマルテンサイト系ステンレス鋼の強度を大きく増加させることが出来る本発明に重要な元素である。また、Ｎは高温でオーステナイト相を安定化させて、焼入れ熱処理後のマルテンサイト量を増加させるとともにマルテンサイト自体を硬くして鋼を高強度化する。その効果は、Ｎの０．０５０％超の含有で得られる。一方、Ｎ量が０．２０％を超えると、加工性が低下する。従って、Ｎ量は０．０５０％超０．２０％以下の範囲とする。好ましくは、０．０５０％超、０．１２％未満の範囲である。また、Ｎ量が０．０６０％超の場合に焼入れ後に焼戻し熱処理を行うと、Ｎが焼戻し熱処理時に微細な窒化物として析出することにより、伸びを低下させることなく強度を増加させることが出来る。このような観点から、Ｎ量は０．０６０％超とすることがより好ましい。さらに好ましくは０．０７０％超である。
【００３２】  また、本発明のステンレス鋼では、上記の成分組成を満足する、特にＣ量およびＮ量を上記の範囲に調整するとともに、これらＣ量およびＮ量について、下記式（１）の関係を同時に満足させることが、極めて重要である。                              記      Ｎ％≧Ｃ％                        （１）  ここで、Ｃ％およびＮ％は、それぞれＣおよびＮの鋼中含有量（質量％）を表す。  以下、本発明において、Ｃ量およびＮ量を上記の範囲に調整した上で、上掲式（１）の関係を満足させることに至らしめた実験について説明する。
【００３３】（実験１）  質量％で、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：１０．０％以上１６．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．８０％以下およびＡｌ：０．００１％以上０．５０％以下で含有するとともに、ＣおよびＮ量を種々変化させた成分組成を有する鋼塊を真空溶解炉で溶製・鋳造した。１２００℃に加熱後、熱間圧延を行って厚さ２５ｍｍ×幅１５０ｍｍのシートバーとした。このシートバーを７００℃の炉中に１０時間保持し軟質化した。ついで、このシートバーを１１００℃に加熱後、熱間圧延して板厚：４ｍｍの熱延板とした。ついで、この熱延板を７００℃の炉中に１０時間保持する焼鈍を行い、熱延焼鈍板とした。ついで、この熱延焼鈍板を冷間圧延により板厚：０．２ｍｍの冷延板とし、この冷延板を９００〜１１００℃の温度範囲内で焼入れ熱処理を行ったのち、冷却した。なお、この際の冷却速度は、いずれについても１℃／ｓｅｃ以上とした。さらに、一部の冷延板については、上記焼入れ熱処理後の冷却ののち、２００〜６００℃の温度範囲内で焼戻し熱処理を行った。  上記のようにして作製したマルテンサイト系ステンレス鋼冷延板（焼入れまま材および焼入れ−焼戻し材）を用い、圧延方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を作製し、室温引張試験に供し、引張強度（Ｔ．Ｓ．）および伸び（ＥＬ）を測定した。原標点距離は５０ｍｍ、引張速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとし、試験は各鋼Ｎ＝２で行い、平均値で評価した。なお、伸び（ＥＬ）は、破断した二つの試験片を試験片の軸が直線上になるように深く突き合わせ、最終標点距離を測定し、次式により算出した。    ＥＬ（％）＝（Ｌｕ−Ｌ０）／Ｌ０×１００  ここで、ＥＬは伸び（破断伸び）、Ｌ０は原標点距離、Ｌｕは最終標点距離である。  評価結果をＣおよびＮ量に対してプロットし、図１に示す。図１中の「○」および「×」は、次の意味である。  ○：引張強度（Ｔ．Ｓ．）≧１２００ＭＰａかつ伸び（ＥＬ）≧７．５％  ×：引張強度（Ｔ．Ｓ．）＜１２００ＭＰａおよび／または伸び（ＥＬ）＜７．５％
【００３４】  図１より、Ｃ量およびＮ量をそれぞれ０．０２０％以上０．１０％未満、０．０５０％超０．２０％以下の範囲に調整するとともに、上掲式（１）の関係を満足させることで、十分な強度を確保しつつ、優れた伸びが得られることがわかる。また、上掲式（１）の関係を満足させた場合であっても、Ｃ量および／またはＮ量が所定の範囲外となる場合には、十分な強度および／または伸びが得られなった。  このため、本発明のステンレス鋼では、Ｃ量およびＮ量をそれぞれ上記の範囲に調整するとともに、上掲式（１）の関係を満足させることとしたのである。
【００３５】  上述したように、ＣおよびＮはいずれもマルテンサイト系ステンレス鋼の高強度化に有効な元素である。しかし、Ｃ量が増加すると加工性が大きく低下するため、Ｃ量を抑制する必要がある。このＣの代わりに、加工性の低下が小さくて高強度化が可能なＮの含有量を増加させることにより、優れた強度と優れた加工性を両立させることが可能となる。  また、図１に示すように、Ｃ量およびＮ量をそれぞれ０．０２０％以上０．１０％未満、０．０５０％超０．２０％以下の範囲に調整しつつ、上掲式（１）の関係を満足させなければ、高強度および高加工性を満足するステンレス鋼は得られない。特に、Ｎ％＜Ｃ％の場合は、鋼の強度−伸びバランスに対する影響はＣが支配的となり、Ｃにより鋼が過度に高強度化されて加工性が低下するため、加工性を低下させずに高強度化できるＮの効果が有効に発揮されない。この点、Ｎ％≧Ｃ％とすることで、Ｎが強度−伸びの支配因子となり、加工性を低下させずに高い強度を得る効果が得られる。また、Ｎ％＜Ｃ％の場合は、焼入れ熱処理後の冷却時または焼戻し熱処理時に粗大な炭化物が優先的に析出するため、耐食性が低下する。一方、Ｎ％≧Ｃ％となる場合には、粗大な炭化物よりも優先的に微細な窒化物が析出する。この微細な窒化物は、粗大な炭化物に比べて鋼の耐食性への悪影響が少ないため、耐食性の低下を防止できる。  このように、強度、加工性（伸び）および耐食性のいずれもが優れた鋼を得るためには、Ｎの効果を最大限活用する必要があり、そのためには、Ｃ量およびＮ量をそれぞれ０．０２０％以上０．１０％未満、０．０５０％超０．２０％以下の範囲に調整し、かつ上掲式（１）の関係を満足させることが必要となる。
【００３６】  なお、上掲式（１）について、好ましくはＮ％≧１．０５×Ｃ％、さらに好ましくはＮ％≧１．１６×Ｃ％である。ただし、Ｎ％＞５×Ｃ％になると粗大な窒化物が生成し、強度と耐食性がともに低下してしまうので、Ｎ％≦５×Ｃ％とすることが好ましい。
【００３７】  また、ＣとＮは高強度化に有効であるが、Ｃ％＋Ｎ％＜０．１０％になると十分な効果を得ることが出来ない場合が生じるので、Ｃ％＋Ｎ％≧０．１０％とするのが好ましい。
【００３８】  以上、基本成分について説明したが、本発明のステンレス鋼は、必要に応じて、Ｃｕ、ＭｏおよびＣｏのうちから選ばれる１種または２種以上、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうちから選ばれる１種または２種以上、さらにはＢ、ＣａおよびＭｇのうちから選ばれる１種または２種以上を以下の範囲で含有することができる。
【００３９】Ｃｕ：０．０１％以上５．０％以下  Ｃｕは、焼入れ熱処理の冷却時に、鋼中に微細に析出して鋼を高強度化する。一方、Ｃｕは微細に析出するため、伸びへの悪影響は少ない。このような高強度化の効果は、Ｃｕの０．０１％以上の含有で得られる。しかし、Ｃｕ量が５．０％を超えると、高強度化の効果が飽和するのみならず、鋼が硬質化し加工性が低下する。従って、Ｃｕを含有する場合は、０．０１％以上５．０％以下の範囲とする。好ましくは０．０５％以上、３．５％以下である。より好ましくは０．５％超、３．０％以下である。  また、Ｃｕは、焼戻し熱処理時に、鋼中に微細に析出して強度のみならず、耐力をも大きく増加させる効果を有する。その効果は、Ｃｕの１．０％以上の含有で得られる。ただし、この場合に１．０％超のＭｎを含有すると、鋼の加工性が低下するとともに焼入れ性も低下してしまう。このため、Ｃｕを１．０％以上含有する場合は、Ｍｎ量を１．０％以下とすることが必要である。
【００４０】Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下  Ｍｏは、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であり、その効果は０．０１％以上の含有で得られる。しかし、Ｍｏは高価な元素であり、またその量が０．５０％を超えると、鋼の加工性が低下する。従って、Ｍｏを含有する場合は、０．０１％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０２％以上、０．２５％以下である。
【００４１】Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下  Ｃｏは、鋼の靭性を向上させる元素であり、その効果は０．０１％以上の含有で得られる。一方で、Ｃｏは高価な元素であり、またその量が０．５０％を超えると、上記の効果が飽和するのみならず、加工性が低下する。従って、Ｃｏを含有する場合は、０．０１％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０２％以上、０．２５％以下である。より好ましくは０．０２％以上、０．１０％以下である。
【００４２】Ｔｉ：０．０１％以上０．５０％以下  Ｔｉは、Ｃと結びついて炭化物として、Ｎと結びついて窒化物として析出することで、、焼入れ熱処理後の冷却時にＣｒ炭化物やＣｒ窒化物が生成するのを抑制して、鋼の耐食性を向上させる効果を有する。その効果はＴｉの０．０１％以上の含有で得られる。一方で、Ｔｉ量が０．５０％を超えると、粗大なＴｉ窒化物が析出し、鋼の靭性が低下する。従って、Ｔｉを含有する場合は、０．０１％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０２％以上、０．２５％以下である。
【００４３】Ｎｂ：０．００２％以上０．１５％未満  Ｎｂは、結晶粒径を微細化して高強度化と加工性を向上させる効果を有する。その効果はＮｂの０．００２％以上の含有で得られる。また、Ｎｂは、Ｃと結びつき微細な炭化物として析出することで、粗大なＣｒ炭化物の析出を抑制し、極限変形能を向上させる効果も有する。ガスケットのビード（凸部）のような局所的に厳しい加工が施される場合、加工性向上の方法として、通常の引張試験で得られる伸びを向上させる方法とともに、極限変形能を向上させる方法も有効である。さらに、Ｎｂは、Ｃｒ炭化物の析出を抑制することで、鋼中Ｃｒ量の減少を防止することができ、耐食性を向上させる効果も有する。一方、Ｎｂ量が０．１５％以上になると、Ｎｂの炭化物が多量に析出して鋼に固溶するＣの量が減少し、マルテンサイト相の強度能が低下する。従って、Ｎｂを含有する場合は、０．００２％以上０．１５％未満の範囲とする。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。また、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０５０％未満、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
【００４４】Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下  Ｖは、高温での強度の向上とともに耐食性の向上に有効な元素である。鋼中に固溶したＣやＮは、Ｃｒと優先的に結びついて炭化物または窒化物（これ以降、炭化物と窒化物を併せて炭・窒化物と呼ぶ場合もある）として析出する。Ｃｒの炭・窒化物が析出すると、炭・窒化物になった量だけ鋼中Ｃｒ量が減少し、鋼の耐食性が低下してしまう。Ｖを含有している場合、ＣやＮは、ＣｒよりもＶと優先的に結びつき、Ｖ炭・窒化物として微細に析出する。このため、Ｖを含有することによりＣｒの炭・窒化物の析出が抑制され、鋼の耐食性低下を防止することが出来る。また、Ｖは、特に、鋼中に固溶したＮと優先的に結びついて微細な窒化物として析出することで、粗大なＣｒ窒化物の析出を抑制し、極限変形能を向上させる効果も有する。これらの効果は、Ｖの０．０１％以上の含有で得られる。しかし、Ｖ量が０．５０％を超えると、粗大なＶの炭・窒化物が析出して加工性および靭性が低下する。また、これらの粗大なＶの炭・窒化物は腐食の起点となりやすく、このため却って耐食性が低下する。従って、Ｖを含有する場合は、０．０１％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０２％以上である。また、好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．１０％未満、さらに好ましくは０．０５％以下である。
【００４５】  また、上述したように、ＮｂはＣと結びついて炭化物として析出する傾向を、ＶはＮと結びついて窒化物として析出する傾向を有する。このため、ＮｂおよびＶを、Ｎｂ：０．００２％以上０．０５０％未満、Ｖ：０．０１％以上０．１０％未満として同時に含有させ、さらに下記式（２）の関係を満足させることで、高い強度を維持しつつ、極限変形能をより高めることができる。                              記      Ｎｂ％＋Ｖ％≦Ｃ％＋Ｎ％                    （２）  ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｂ％およびＶ％は、それぞれＣ、Ｎ、ＮｂおよびＶの鋼中含有量（質量％）を表す。
【００４６】  すなわち、ＮｂおよびＶは、それぞれＣおよびＮと結びついて炭化物、窒化物として析出するため、Ｎｂ、Ｖの含有量が増加するほど、鋼中のＣ量およびＮ量が減少して、強度が低下し易くなる。このため、高い強度を維持しつつ、極限変形能を高める観点からは、ＮｂおよびＶを所定の範囲に調整して同時に含有させ、さらにＮｂ量およびＶ量の合計量について、Ｃ量およびＮ量の合計量との間で所定の関係を満足させる、具体的には、Ｎｂ：０．００２％以上０．０５０％未満、Ｖ：０．０１％以上０．１０％未満として、上掲式（２）の関係を満足させることが特に有効である。  なお、Ｎｂは、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。また、よりさらに好ましくは０．０３０％以下である。  Ｖは、より好ましくは０．０２％以上である。また、さらに好ましくは０．０５％以下である。  上掲式（２）ついては、（Ｎｂ％＋Ｖ％）×１．５≦Ｃ％＋Ｎ％の関係を満足させることがより好ましい。
【００４７】Ｚｒ：０．０１％以上０．５０％以下  Ｚｒは、Ｃと結びついて炭化物として、Ｎと結びついて窒化物として析出することで、Ｃｒの炭化物化および窒化物化を抑制して鋼の耐食性を向上させる効果を有する。また、Ｚｒは、鋼を高強度化させる効果も有する。これらの効果はＺｒの０．０１％以上の含有で得られる。一方、Ｚｒ量が０．５０％を超えると、粗大なＺｒの炭化物や窒化物が析出するため、靭性の低下を招く。従って、Ｚｒを含有する場合は、０．０１％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０２％以上、０．２５％以下である。
【００４８】Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下  Ｂは、加工性を向上させるのに有効な元素である。その効果はＢの０．０００２％以上の含有で得られる。一方、Ｂ量が０．０１００％を超えると、鋼の加工性および靭性が低下する。また、Ｂが鋼中のＮと結びついて窒化物として析出するため、マルテンサイト量が減少して鋼の強度が低下する。従って、Ｂを含有する場合は、０．０００２％以上０．０１００％以下の範囲とする。好ましくは０．０００５％以上、０．００５０％以下である。より好ましくは０．００１０％以上、０．００３０％以下である。
【００４９】Ｃａ：０．０００２％以上０．０１００％以下  Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすい介在物析出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果はＣａの０．０００２％以上の含有で得られる。一方、Ｃａ量が０．０１００％を超えると、表面欠陥が発生する。従って、Ｃａを含有する場合は、０．０００２〜０．０１００％の範囲とする。より好ましくは０．０００２％以上、０．００３０％以下である。より好ましくは０．０００５％以上、０．００２０％以下である。
【００５０】Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００％以下  Ｍｇは、炭・窒化物の粗大化を抑制するのに有効な元素である。炭・窒化物が粗大に析出すると、それらが脆性割れの起点となるため靱性が低下する。この靭性向上の効果はＭｇの０．０００２％以上の含有で得られる。一方、Ｍｇ量が０．０１００％を超えると、鋼の表面性状が悪化する。従って、Ｍｇを含有する場合は、０．０００２％以上０．０１００％以下の範囲とする。好ましくは０．０００２％以上、０．００３０％以下である。より好ましくは０．０００５％以上、０．００２０％以下である。
【００５１】  上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。  なお、本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼は、上記した基本成分、さらには必要に応じて、Ｃｕ、ＭｏおよびＣｏのうちから選ばれる１種または２種以上、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒのうちから選ばれる１種または２種以上、さらにはＢ、ＣａおよびＭｇのうちから選ばれる１種または２種以上を所定量含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成とすることが好ましい。
【００５２】  また、本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼の組織は、１２００ＭＰａ以上の高強度材を得るためマルテンサイト相を主体とした組織、具体的には、組織全体に対する体積率で８０％以上のマルテンサイト相と残部をフェライト相および／または残留オーステナイト相とした組織となる。ただし、体積率で９０％以上がマルテンサイトであることが好ましく、マルテンサイト単相であってもよい。  なお、マルテンサイト相の体積率は、最終冷延板から断面観察用の試験片を作製し、王水によるエッチング処理を施してから、１０視野について倍率１００倍で光学顕微鏡による観察を行い、組織形状とエッチング強度からマルテンサイト相とフェライト相および残留オーステナイト相とを区別した後、画像処理によりマルテンサイト相の体積率を求め、その平均値を算出することで求めることができる。
【００５３】  次に、本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼の好適製造方法について説明する。  本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼は、上記成分組成からなる鋼を転炉、電気炉等の溶解炉で溶製し、さらに取鍋精錬、真空精錬等の２次精錬を経て、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼片（スラブ）とし、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗を施し熱延焼鈍板とする。さらに、冷間圧延、焼入れ熱処理、必要に応じて酸洗、焼戻し熱処理等の各工程を経て冷延板とする方法で製造することができる。
【００５４】  例えば、転炉あるいは電気炉等で溶鋼を溶製し、ＶＯＤ法またはＡＯＤ法により二次精錬を行い上記成分組成とした後、連続鋳造法によりスラブにする。この時、Ｃ量を抑制しつつＮ量を多くし、かつＮ量をＣ量以上とするために、必要に応じて、窒化クロム等の窒素含有原料の添加、または窒素ガスの吹き込みによって、Ｎ量を所定の値とする。このスラブを１０００〜１２５０℃に加熱して、熱間圧延により所望の板厚の熱延板とする。この熱延板を６００℃〜８００℃の温度でバッチ焼鈍を施した後、ショットブラストと酸洗により酸化スケールを除去して熱延焼鈍板とする。この熱延焼鈍板を、さらに冷間圧延し、焼入れ熱処理して冷却することにより、冷延板とする。冷間圧延工程では、必要に応じて中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ってもよい。１回または２回以上の冷間圧延からなる冷延工程の総圧下率は６０％以上、好ましくは８０％以上とする。焼入れ熱処理条件は、所望の特性（強度、伸び）を得る観点からは、９００℃〜１２００℃の範囲で行うのが好ましい。より好ましくは９５０℃以上、１１００℃以下の範囲である。焼入れ熱処理後の冷却速度は、所望の強度を得るためには１℃／ｓｅｃ以上であることが好ましい。焼入れ熱処理後の冷却ののち、必要に応じて焼戻し熱処理を行っても良い。また、焼戻し熱処理に関しては、所望の特性を得る観点から、２００℃〜６００℃の範囲で行うのが好ましい。より好ましくは３００℃以上、５００℃以下の範囲である。さらに、焼入れ熱処理および焼戻し熱処理後には酸洗処理を行っても良い。また、焼入れ熱処理および焼戻し熱処理を、水素を含む還元雰囲気で行うことで、酸洗を省略したＢＡ仕上げとしても良い。
【００５５】  このようにして製造して得た冷延板製品は、それぞれの用途に応じた曲げ加工、ビード加工、穴あけ加工等を施し、自動車のエンジンから排気系部品の間でシール材として使用されるガスケット部品等に成形される。その他、ばね性が求められる部材へ使用することも出来る。必要に応じて、部品に成形した後に焼入れ熱処理を行っても良い。
【実施例】
【００５６】  表１に示す成分組成を有する３０ｋｇ鋼塊を真空溶解炉で溶製・鋳造した。１２００℃に加熱後、熱間圧延を行って厚さ２５ｍｍ×幅１５０ｍｍのシートバーとした。このシートバーを７００℃の炉中に１０時間保持し軟質化した。ついで、このシートバーを１１００℃に加熱後、熱間圧延して板厚：４ｍｍの熱延板とした。ついで、この熱延板を７００℃の炉中に１０時間保持する焼鈍を行い、熱延焼鈍板とした。ついで、この熱延焼鈍板を冷間圧延により板厚：０．２ｍｍの冷延板とし、表２に示す温度で焼入れ熱処理を行ったのち、冷却した。なお、この際の冷却速度は、いずれについても１℃／ｓｅｃ以上とした。さらに、一部の冷延板については、焼入れ熱処理後の冷却ののち、表２に示す温度で焼戻し熱処理を行った。【００５７】＜組織観察＞  上記のようにして作製したマルテンサイト系ステンレス鋼冷延板（焼入れまま材および焼入れ−焼戻し材）について、断面観察用の試験片を作製し、王水によるエッチング処理を施してから、１０視野について倍率１００倍で光学顕微鏡による観察を行い、組織形状とエッチング強度からマルテンサイト相とフェライト相を区別した後、画像処理によりマルテンサイト相の体積率を求め、その平均値を算出した。なお、本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．５８およびＮｏ．７３〜８２では、組織全体に対する体積率で８０％以上がマルテンサイト相であった。また、比較例であるＮｏ．５９、Ｎｏ．６０、Ｎｏ．６１、Ｎｏ．６３、Ｎｏ．６４、Ｎｏ．６７〜Ｎｏ．６９、Ｎｏ．７１およびＮｏ．７２でも、組織全体に対する体積率で８０％以上がマルテンサイト相であった。しかし、比較例であるＮｏ．６２、Ｎｏ．６５、Ｎｏ．６６よびＮｏ．７０では、組織全体に対する体積率でマルテンサイト相は８０％未満であった。【００５８】＜引張試験＞  また、上記のようにして作製したマルテンサイト系ステンレス鋼冷延板（焼入れまま材および焼入れ−焼戻し材）を用い、圧延方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠して室温引張試験に供し、引張強度（Ｔ．Ｓ．）、耐力（Ｐ．Ｓ．）、伸び（ＥＬ）および極限変形能（εl）を測定した。原標点距離は５０ｍｍ、引張速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとし、試験は各鋼Ｎ＝２で行い、平均値で評価した。  なお、伸び（ＥＬ）は、破断した二つの試験片を試験片の軸が直線上になるように深く突き合わせ、最終標点距離を測定し、次式により算出した。    ＥＬ（％）＝（Ｌu−Ｌ0）／Ｌ0×１００    ここで、ＥＬは伸び（破断伸び）、Ｌ０は原標点距離、Ｌｕは最終標点距離である。  また、引張試験後の引張試験片の破断面における板幅Ｗと板厚Ｔを計測し、引張試験前の引張試験片の板幅Ｗ0と板厚Ｔ0とともに次式により極限変形能εlを算出した。    εl＝−｛ｌｎ（Ｗ／Ｗ0）＋ｌｎ（Ｔ／Ｔ0）｝    ここで、εlは極限変形能、Ｗは引張試験後の引張試験片の破断面における板幅、Ｗ0は引張試験前の引張試験片の板幅、Ｔは引張試験後の引張試験片の破断面における板厚、Ｔ0は引張試験前の引張試験片の板厚である。  評価結果を表２に併記する。なお、評価基準は以下の通りである。・引張強度（ＴＳ）    ◎：合格（特に優れている）  １４００ＭＰａ以上    ○：合格  ��２００ＭＰａ以上１４００ＭＰａ未満    ×：不合格  １２００ＭＰａ未満・伸び（ＥＬ）    ◎：合格（特に優れている）  ８．５％以上    ○：合格  ７．５％以上８．５％未満    ×：不合格  ７．５％未満・耐力（Ｐ．Ｓ．）    ◎：合格（特に優れている）  １１５０ＭＰａ以上    ○：合格  １０５０ＭＰａ以上１１５０ＭＰａ未満    ×：不合格  １０５０ＭＰａ未満・極限変形能（εl）    ◎：合格（特に優れている）  ０．７以上    ○：合格  ０．５以上０．７未満    ×：不合格  ０．５未満【００５９】＜耐食性評価試験＞  上記で作製した冷延板（焼入れまま材および焼入れ−焼戻し材）から、６０ｍｍ幅×８０ｍｍ長の試験片を切り出し、自動車技術会規格  自動車用材料腐食試験方法（ＪＡＳＯ  Ｍ  ６０９−９１）に従い、耐食性評価試験を行った。試験片表面は＃６００エメリー紙で研磨仕上げとし、裏面全面および表面周囲５ｍｍはシールで被覆した。試験は５％塩水噴霧（２時間）−６０℃乾燥（４時間）−５０℃湿潤（２時間）を１サイクルとし、１５サイクル実施した後に表面の腐食面積率を測定した。試験はＮ＝２とし、腐食面積率が多い方をその冷延板の評価とした。  得られた結果を表２に併記する。なお、評価基準は以下の通りである。    ◎：合格（特に優れている）  腐食面積率が３０％未満    ○：合格  腐食面積率が３０％以上６０％未満    ×：不合格  腐食面積率が６０％以上【００６０】
【表１−１】
2016170761.tif 000003
【００６１】
【表１−２】
2016170761.tif 000004
【００６２】
【表１−３】
2016170761.tif 000005
【００６３】
【表２−１】
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【００６４】
【表２−２】
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【００６５】  表１より、本発明例であるＮｏ．１〜５８および７３〜８３はいずれも、強度と伸びの両方が優れており、また耐力、極限変形能、耐食性についても十分なものであった。特に、１．０％以上のＣｕを含有するＮｏ．２４〜４０および４８は、焼入れ後の耐力が高く優れている。また、Ｖを０．０１％以上含有するＮｏ．３４および４３〜５７は、耐食性に特に優れている。さらに、ＮｂおよびＶをそれぞれＮｂ：０．００２％以上０．０５０％未満、Ｖ：０．０１％以上０．１０％未満として含有し、Ｎｂ％＋Ｖ％≦Ｃ％＋Ｎ％の関係を満足するＮｏ．７３〜８２は、極限変形能に特に優れている。【００６６】  一方、Ｃが適正範囲外で高い比較例Ｎｏ．５９（ＳＵＳ４０３相当）およびＮｏ．６０では、強度および耐力は合格となったが、伸びと極限変形能、耐食性が不合格となった。Ｎ％＜Ｃ％（Ｎ％／Ｃ％＜１）となる比較例Ｎｏ．６１については、焼戻しにより伸びは合格となったが、強度と耐力、極限変形能が不合格となった。Ｓｉが適正範囲外で高い比較例Ｎｏ．６２については、焼入れ後のマルテンサイト量が少なく強度、耐力、さらには極限変形能が不合格となった。Ｍｎが適正範囲外で高い比較例Ｎｏ．６３は強度、耐力が高くなりすぎ、伸びと極限変形能が不合格となった。比較例Ｎｏ．６４はＣｕ量が多い上にＭｎ量も多いため、伸びと極限変形能が不合格となった。比較例Ｎｏ．６５はＮ量が低く適正範囲から外れるため、強度と耐力が不合格なった。比較例Ｎｏ．６６はＣｒ量が適正範囲より高く外れるため、焼入れ後のマルテンサイト量が少なく、強度と耐力が不合格となった。Ｎｏ．６７はＮ％＜Ｃ％となるため、焼戻し後の強度と耐力が不合格となった。比較例Ｎｏ．６８は、Ｃ量が適正範囲より高く、伸びと極限変形能、さらには耐食性が不合格となり、また比較例Ｎｏ．６９は、同様にＣ量が高いため、焼戻し後の伸びは合格となったものの、強度と耐力、極限変形能、さらには耐食性が不合格となった。比較例Ｎｏ．７０はＶ量が多いため、焼入れ後のマルテンサイト量が少なく、強度と耐力、さらには伸びと極限変形能、耐食性も不合格となった。比較例Ｎｏ．７１はＣｒ量が低いため、耐食性が不合格となった。比較例Ｎｏ．７２はＮｉ量が多いため、伸びと極限変形能が不合格となった。
【産業上の利用可能性】
【００６７】  本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼は、強度（引張強度、耐力）と加工性（伸び、さらには極限変形能）の両方が優れているため、ガスケット部材として好適である。また、耐ばね性が必要とされる部品に用いて好適である。
【図１】
2016170761.tif 000008
【手続補正書】
【提出日】平成28年10月24日(2016.10.24)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２７％以上０．１０％未満、
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ｃｒ：１０．０％以上１６．０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上０．８０％以下、
Ａｌ：０．００１％以上０．５０％以下および
Ｎ：０．０５０％超０．１６３％以下
を含有するとともに、下記式（１）の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
引張強度が１２００ＭＰａ以上でかつ伸びが７．５％以上であるマルテンサイト系ステンレス鋼。
記
Ｎ％≧Ｃ％                          （１）
ここで、Ｃ％およびＮ％は、それぞれＣおよびＮの鋼中含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下および
Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
質量％で、さらに、
Ｔｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｎｂ：０．００２％以上０．１５％未満、
Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下および
Ｚｒ：０．０１％以上０．５０％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
前記ＮｂおよびＶを、Ｎｂ：０．００２％以上０．０５０％未満、Ｖ：０．０１％以上０．１０％未満として含有するとともに、下記式（２）の関係を満足する請求項３に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
記
Ｎｂ％＋Ｖ％≦Ｃ％＋Ｎ％                    （２）
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｂ％およびＶ％は、それぞれＣ、Ｎ、ＮｂおよびＶの鋼中含有量（質量％）を表す。
【請求項５】
質量％で、さらに、
Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０００２％以上０．０１００％以下および
Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１〜４のいずれかに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項６】
引張強度が１２００ＭＰａ以上でかつ伸びが７．５％以上であり、極限変形能が０．７以上である請求項４または５に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【手続補正書】
【提出日】平成29年2月16日(2017.2.16)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２７％以上０．１０％未満、
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ｃｒ：１０．０％以上１６．０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上０．８０％以下、
Ａｌ：０．００１％以上０．５０％以下および
Ｎ：０．０５０％超０．１６３％以下
を含有するとともに、下記式（１）の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
引張強度が１２００ＭＰａ以上でかつ伸びが７．５％以上であり、極限変形能が０．５以上であるマルテンサイト系ステンレス鋼。
記
５×Ｃ％≧Ｎ％≧Ｃ％                          （１）
ここで、Ｃ％およびＮ％は、それぞれＣおよびＮの鋼中含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下および
Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
質量％で、さらに、
Ｔｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｎｂ：０．００２％以上０．１５％未満、
Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下および
Ｚｒ：０．０１％以上０．５０％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
前記ＮｂおよびＶを、Ｎｂ：０．００２％以上０．０５０％未満、Ｖ：０．０１％以上０．１０％未満として含有するとともに、下記式（２）の関係を満足する請求項３に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
記
Ｎｂ％＋Ｖ％≦Ｃ％＋Ｎ％                    （２）
ここで、Ｃ％、Ｎ％、Ｎｂ％およびＶ％は、それぞれＣ、Ｎ、ＮｂおよびＶの鋼中含有量（質量％）を表す。
【請求項５】
質量％で、さらに、
Ｂ：０．０００２％以上０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０００２％以上０．０１００％以下および
Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１〜４のいずれかに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項６】
引張強度が１２００ＭＰａ以上でかつ伸びが７．５％以上であり、極限変形能が０．７以上である請求項４または５に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼。
【国際調査報告】
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