良好な成形性および高伸長性を有するフェライトオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法であって、該ステンレス鋼を熱処理して、ステンレス鋼のミクロ組織が熱処理条件下で45~75のオーステナイトを含有し、残留するミクロ組織がフェライトであり、ステンレス鋼の成形性を改善する変態誘起塑性TRIPを利用するためステンレス鋼の測定されたMd30温度を0~50°Cに調節することを特徴とする方法。請求項1に記載の方法において、前記ステンレス鋼の前記Md30温度は、ステンレス鋼にひずみを与えて変態マルテンサイトの比率を測定することにより測定することを特徴とする方法。請求項1または2に記載の方法において、前記熱処理を溶体化焼鈍で行うことを特徴とする方法。請求項1または2に記載の方法において、前記熱処理を高周波誘導焼鈍で行うことを特徴とする方法。請求項1または2に記載の方法において、前記熱処理を局部焼鈍で行うことを特徴とする方法。前記請求項のいずれかに記載の方法において、前記焼鈍は900~1200°C、好ましくは1000~1150°Cの温度範囲で行うことを特徴とする方法。前記請求項のいずれかに記載の方法において、前記測定されたMd30温度は10~45°C、好ましくは20~35°Cに調節することを特徴とする方法。前記請求項のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、重量で、C:0.05未満、Si:0.2~0.7、Mn:2~5、Cr:19~20.5、Ni:0.8~1.35、Mo:0.6未満、Cu:1未満、N:0.16~0.24、Fe:残量、および不可避不純物を含有することを特徴とする方法。請求項8に記載の方法において、前記ステンレス鋼は、必要に応じて、以下の1種以上の添加元素;W:0~0.5、Nb:0~0.2、Ti:0~0.1、V:0~0.2、Co:0~0.5、B:0~50ppm、およびAl:0~0.04を含有することを特徴とする方法。請求項8または9に記載の方法において、前記ステンレス鋼は、不純物としての不可避微量元素;O:0~50ppm、S:0~50ppm、およびP:0~0.04を含有することを特徴とする方法。請求項8ないし10のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、重量で、C:0.01~0.04を含有することを特徴とする方法。請求項8ないし10のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、重量で、Ni:1.0~1.35を含有することを特徴とする方法。請求項8ないし10のいずれかに記載の方法において、前記ステンレス鋼は、重量で、N:0.18~0.22を含有することを特徴とする方法。良好な成形性および高伸長性を有するフェライトオーステナイト系ステンレス鋼を適用条件で利用する方法であって、所望の適用条件用に変態誘起塑性TRIP効果を調節するために、前記フェライトオーステナイト系ステンレス鋼を、測定されたMd30温度およびオーステナイト比率に基づいて熱処理することを特徴とする方法。請求項14に記載の方法において、前記熱処理を溶体化焼鈍で行うことを特徴とする方法。請求項14に記載の方法において、前記熱処理を高周波誘導焼鈍で行うことを特徴とする方法。請求項14に記載の方法において、前記熱処理を局部焼鈍で行うことを特徴とする方法。一部のリーン二相合金について、マルテンサイト生成の詳細な研究を行った。特に、機械的性質に及ぼすマルテンサイト生成およびMd30温度の効果について注意を払った。この知見は、鋼グレードの最適な性質の設計にとって重要であるが、従来技術特許にはない。表1から選択された一部の合金を試験した。合金A、合金Bおよび合金Cは本発明の実施例である。合金Dは米国特許出願第20070163679号にかかる合金であり、LDX2101はスウエーデン特許第517449号の商業的製造例である、変形マルテンサイト生成に対して良好な安定性を有するオーステナイト相を含むリーン二相鋼である。鋼を60kg真空誘導炉中で製造して小さいスラブとし、これを熱間圧延および冷間圧延して、15mm厚さとした。合金2101を100トン真空誘導炉中で商業的に製造し、これを熱間圧延および冷間圧延してコイル状とした。溶体化焼鈍を用いて、1000~1150°Cの異なる温度で熱処理を行った後、急空冷または焼き入れを行った。走査型電子顕微鏡SEMを用い、オーステナイト相の化学組成をエネルギー分散型および波長分散型X線分光法で測定した。含有量を表2に示す。光学顕微鏡を用い、エッチングしたサンプルのオーステナイト相の比率γを画像解析により測定した。異なる温度で引張り用サンプルに真ひずみ030を与え、サトマガン装置を用いて変態マルテンサイトの比率マルテンサイトを測定することにより、実際のMd30温度Md30試験温度を求めた。サトマガンは、サンプルを飽和磁場に置き、サンプルによって誘起された磁力および重力を比較することによって強磁性相を求める磁気天秤である。オーステナイト組成用のノハラの式:Md30=551462CN92Si81Mn-137Cr-29NiCu-185Mo68NbMd30ノハラを用い、予測温度と共に、測定されたマルテンサイト含有量および得られた実際Md30温度測定されたMd30を表3に示す。試験温度に対する真ひずみ03でマルテンサイトに変態したオーステナイトの測定比率を図1に示す。ベラハのエッチング液でエッチングした後、光学画像解析によってフェライトおよびオーステナイト含有量を測定した。結果を表4に示す。また、オーステナイト幅γ-幅およびオーステナイトスペーシングγ-スペーシングとして表した構造微細度に関し、ミクロ組織を評価した。これらのデータは、均一伸びAgのデータ、および伸び~破断A50/A80縦および横方向のデータと共に表4に示す。得られたミクロ組織の例を図5および図6に示す。引張試験標準ひずみ速度00011秒00081秒の結果を表5に示す。耐食性を研究するため、標準カロメル電極電圧走査10mV/分を用い、25°Cの1MNaCl溶液中、320メッシュに湿式粉砕後に表面仕上げしたサンプル上で合金の孔食電位を測定した。各グレード毎に、それぞれ三回測定した。結果を表6に示す。表2は、相バランスおよびオーステナイトの組成が溶体化焼鈍温度によって変化することを示している。オーステナイト含有量は温度の上昇と共に減少する。侵入型元素の組成変化は小さいが、侵入型元素である炭素および窒素は大きな変化を示す。使用可能な式の炭素および窒素元素はマルテンサイト生成に対してオーステナイト安定性に強い効果を有するので、オーステナイト中の炭素および窒素元素の量を制御することは重要であると思われる。表3に示すように、計算されたMd30温度は、高温での熱処理では明らかに低く、高安定性を示す。しかし、測定されたMd30温度は、このような依存性を示さない。合金A、合金Bおよび合金Cについて、溶体化温度が100°C上昇すると、Md30温度はちょうど3~4°C僅かに下がる。この差は幾つかの効果に起因している。例えば、焼鈍温度が高い程、ミクロ組織が粗くなり、これはマルテンサイト生成に悪影響を及ぼすことが知られている。試験例は約2~6μmのオーダーのオーステナイト幅またはオーステナイトスペーシングを有する。粗いミクロ組織を有する製品は、それぞれ安定性が異なり、仕様を逸脱する。この結果は、先端の金属組織学的方法を用いたとしても、現行の確立した式を用いるマルテンサイト生成の予測は機能的ではないことを示している。図1では、表3からの結果がプロットされており、曲線はマルテンサイト生成に及ぼす温度の影響が供試合金と同様であることを示している。このような依存性は、工業的成形プロセスにおいて温度がかなり変化しうるため、設計された成形性のための経験的記載の重要な部分である。図2は、測定されたオーステナイトの温度Md30およびひずみ誘起マルテンサイトCα’の変態量の機械的性質に及ぼす強い影響を示す。図2において、供試鋼の真応力ひずみ曲線が細線で示されている。太線は、応力ひずみ曲線を微分することによって得られる、鋼のひずみ硬化速度に相当する。Considereの判定基準によれば、均一伸びに付随するくびれの発生が応力ひずみ曲線およびひずみ硬化曲線の交点で生じ、その後、ひずみ硬化は、薄型化によって引き起こされる材料の荷重負担能力の低下を補うことができない。また、供試鋼の均一伸びでのMd30温度およびマルテンサイト含有量を図2に示す。鋼のひずみ硬化速度が本質的にマルテンサイト生成の程度に依存することは自明である。マルテンサイトがさらに生成すると、ひずみ硬化速度が大きくなる。かくして、Md30温度を慎重に調整することにより、機械的性質、すなわち引張強さおよび均一伸びの組合せが最適化できる。明らかに、本試験結果の基づき、最適Md30温度の範囲は従来技術特許によって示されたよりも実質的に狭い。Md30温度が高すぎると、ひずみ硬化速度が急速にピークに到達する。ピークに到達した後、ひずみ硬化速度が急速に低下し、その結果、くびれおよび低均一伸びが早く生じる。実験結果によれば、鋼CのMd30温度は上限近くに認められる。Md30温度がさらに高いと、均一伸びは実質的に低下した。一方、Md30温度が低すぎると、変形中にマルテンサイトが十分に生成されない。そのため、ひずみ硬化速度は低いままであるため、くびれは低ひずみで生じる。図2において、LDX2101は低均一伸びの安定二相鋼グレードの典型的挙動を示す。鋼BのMd30温度が17°Cであると、十分にマルテンサイトを生でき、高伸びを確保できる。しかし、Md30温度がさらに低いと、僅かなマルテンサイトしか生成せず、伸びも明らかに低下する。実験に基づいて、得られる鋼のMd30温度は0~50°C、好ましくは10~45°C、さらに好ましくは20~35°Cとなるように、化学組成および熱機械処理を設計する。表5中の引張試験データによれば、本発明のいずれの鋼も破断伸びが大きく、さらに安定なオーステナイトを有する市販リーン二相鋼LDX2101が標準二相鋼にとって典型的な低伸び値を示す。図3aは、オーステナイトの測定されたMd30温度の延性に及ぼす影響を示す。実際の例では、10~30°CのMd30温度で最適延性が得られる。図3bにおいて、計算されたMd30温度の延性に及ぼす影響がプロットされている。両図、図3aおよび図3bは、Md30温度がどのようにして得られたかに関わらず、温度値Md30および伸びにはほぼ放物線状の関係が存在することを明かに示す。特に、合金Cでは、測定および計算値Md30の間に明かな矛盾が存在する。図は、所望の範囲のMd30温度が計算予測に比べてかなり狭いことを示し、これは、所望のTRIP効果を得るためには、プロセス制御をより良好に最適化する必要があることを意味する。図4は、使用例で、最適延性のためのオーステナイト含有量が約50~70の範囲であることを示す。図5において、合金AのMd30温度を40°Cでテストしたが、これは、マルテンサイト画像中の灰色が18、オーステナイト画像中の黒色が約30、残りがフェライト画像中の白色のミクロ組織を有するものである。図6は、1050°Cで焼鈍後の本発明の合金Bのミクロ組織を示す。図6の相は、フェライト灰色、オーステナイト白色およびマルテンサイトオーステナイト白色バンド内の暗灰色である。図6において、部分aは参考材料、部分bは常温で行ったMd30温度試験、部分cは40°Cで行ったMd30温度試験、部分dは60°Cで行ったMd30温度試験を示す。Md30温度の制御は、高変形伸びを達成するのに重要である。また、マルテンサイトが生成できる量に大きく影響するため、変形中の材料温度を考慮することも重要である。表5、および図3aおよび図3b中のデータは、常温試験に関するものであるが、若干の温度上昇は断熱加熱によって回避できない。従って、最適延性にとって明らかに高すぎるMd30温度を有する鋼が高温で優れた伸びを示しても、低温Md30を有する鋼はTRIP効果を示さない。異なる温度での合金Aおよび合金Cの引張試験表7では、下記の相対伸び変化を示した。その結果、低いMd30温度を有する合金Aは高温で伸びが低下し、高いMd30温度を有する合金Cは、温度上昇すると、伸びが増大した。表6は、1MNaCl中孔食電位として表す耐孔食性が、少なくともオーステナイト標準鋼304Lの耐孔食性と同等であることを示す。確立した式を用いる鋼挙動の予測が不確かで、組成または他の仕様が広範囲すぎるため、従来技術はTRIP効果性を有する二相鋼を設計できるのに十分な能力を開示するに至っていない。本発明によれば、ある種の組成範囲の選択、実際のMd30温度の測定に関わる特殊な方法の仕様、および製造プロセスを制御する特殊な経験的知識の利用によって、リーン二相鋼が安全に設計され、最適延性を伴って製造できる。この新規な革新的アプローチは、高成形性製品の設計において実際のTRIP効果を利用できることが必要である。図7に示すように、ツールボックスの概念は、測定に基づく相バランスおよびオーステナイト安定性の経験的モデルを用いて、設計された成形性のための特殊な熱機械処理オーステナイト比率およびMd30温度に付される合金組成を選択する場合に使用する。このモデルによれば、TRIP効果を示すオーステナイト系ステンレス鋼の場合より高い柔軟性で、ある顧客またはある方式用途に適成な形性を与えるオーステナイト安定性を設計できる。このようなオーステナイト系ステンレスに対して、TRIP効果を調整する唯一の手法は、他の溶湯組成を選択することである。一方、二相合金においてTRIP溶体化焼鈍温度効果を利用する本発明によれば、溶体化焼鈍温度等の熱処理によって、新たに溶湯の導入を必要とせずにTRIP効果を微調整する機会が与えられる。