JP2018003139A

JP2018003139A - ステンレス鋼

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Publication number: JP2018003139A
Application number: JP2016136063A
Authority: JP
Inventors: 汐月　勝幸; Katsuyuki Shiotsuki; 勝幸汐月; 弘泰松林; Hiroyasu Matsubayashi; 太一朗溝口; Taichiro Mizoguchi
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2016-07-08
Filing date: 2016-07-08
Publication date: 2018-01-11
Anticipated expiration: 2036-07-08
Also published as: JP6815766B2

Abstract

【課題】効率的に製造でき、強度および延性に優れたステンレス鋼を提供する。
【解決手段】０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＣ、１．５０質量％以下のＳｉ、０．１質量％以上２．０質量％以下のＭｎ、０．０６質量％以下のＰ、０．００５質量％以下のＳ、５．０質量％以上７．０質量％以下のＮｉ、１５．０質量％以上１９．０質量％以下のＣｒ、０質量％以上２．０質量％以下のＭｏ、０質量％以上２．０質量％以下のＣｕ、および、０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＮを含有し、Ｃ＋Ｎ≧０．２０質量％であり、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物である。また、Ｍｄ_３０の値が５以上３０以下で、ＳＦＥの値が１５以上２５未満で、δｃａｌの値が１．０以下で、オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の複相組織を有している。
【選択図】なし

Description

本発明は、強度および延性に優れたステンレス鋼に関する。

環境問題や資源の有効活用に対応した製品や部品の軽量化および小型化の進行により、これら製品や部品の素材となる鋼板に関しても、高い強度を有する薄板材が求められている。

また、製品や部品の形状の複雑化も進んでおり、これら製品や部品の素材としては、延性に優れ加工性が良好なステンレス鋼が求められている。

しかしながら、一般的には、強度を向上させると延性が低下するため、これらの性質を両立することは困難である。

ステンレス鋼は、優れた耐食性を有しており、例えばメタルガスケット等のばね用の部品素材としても広く利用されている。

ばね用ステンレス鋼としては、ＪＩＳＧ４３１３に規定される、焼入れ・焼戻しマルテンサイト系ステンレス鋼のＳＵＳ４２０Ｊ２−ＣＳＰ、析出硬化型ステンレス鋼のＳＵＳ６３１−ＣＳＰやＳＵＳ６３２Ｊ１−ＣＳＰ、および、加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼のＳＵＳ３０１−ＣＳＰやＳＵＳ３０４−ＣＳＰ等が知られており、機械的性質として硬さ、曲げ性、強度および伸び等が規格されている。

焼入れ・焼戻しマルテンサイト系ステンレス鋼や析出硬化型ステンレス鋼は、製品加工後に熱処理が施されて、強度を向上させる。

しかしながら、これらの熱処理を伴うばね用ステンレス鋼は、所望の強度への調整が難しいとともに、高強度化により延性や加工性の低下が大きい。

また加工メーカーでは、熱処理負荷にともなうコストの上昇や生産性の低下も懸念される。

さらに、焼入れ・焼戻しマルテンサイト系ステンレス鋼では、熱処理時のＣｒ炭化物析出に起因した耐食性の低下も生じやすい。

加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼は、溶体化処理後、冷間圧延等の加工により加工誘起マルテンサイトを生成させて、強度を向上させる。

しかしながら、加工により得られた高強度ステンレス鋼は、強度の上昇にともなって、延性が低下し、所定形状への加工が困難となる場合もある。

このようにばね用の材料として利用されるステンレス鋼では、製品や部品の軽量化や小型化や複雑化の進行により、高強度で、かつ、延性に優れ加工性が良好なステンレス鋼が求められているものの、ある程度の加工性を保ちつつ、熱処理や冷間圧延によって強度の向上を図っているのが現状であり、高強度化と良好な加工性とを両立させることは困難である。

具体的には、この種のばね用の材料としては、例えば特許文献１に記載されているように、焼入れによりマルテンサイト相および残留オーステナイト相の複相組織とした後、熱処理によりＣをオーステナイト相中へ拡散させることで強度と延性とのバランスを調整する方法で製造されたステンレス鋼が知られている。

また、特許文献２ないし４に記載されているように、準安定オーステナイト系ステンレス鋼において、最終圧延後に材料を熱処理することで硬さや強度を調整しつつ、曲げ加工性を確保する方法が知られている。

特開２０１１−１８４７８０号公報特開平７−２１６４５０号公報特開２０１０−１４４２３１号公報特開２００６−２４９５６４号公報

特許文献１のステンレス鋼は、引張強さと伸びとの積を１７３００以上にすることで、優れた強度と延性とのバランスを確保しているが、強度が引張強さで評価されている。

通常、ばね用途では、引張強さよりも０．２％耐力値が重視されるため、この特許文献１の方法では、十分な強度（０．２％耐力）が得られない可能性がある。

特許文献２のステンレス鋼は、冷間圧延で強化した材料を６５０〜９００℃の熱処理により軟化することで、所望の硬さおよび曲げ性を調整確保している。

しかしながら、特許文献２では比較的高い温度での熱処理により軟化させるため、強度が敏感に変化しやすく、目的の強度および延性を安定して得ることが困難であると考えられる。なお、熱処理においては、鋭敏化現象の問題を考慮すると、焼鈍をせずに所定の特性を得られることが好ましい。

特許文献３のステンレス鋼は、冷間圧延で強化した材料をローラーレベラーで残留応力を除去した後、低温で時効熱処理を施すことにより、形状安定性およびばね限界値を向上させている。

しなしながら、高いばね限界値を得ることで、良好な延性を確保できない可能性がある。また、ローラーレベラー加工および時効熱処理を施すため、最終圧延後の加工による製造上の負荷が大きく、生産性の低下も懸念される。

特許文献４のステンレス鋼は、最終再結晶焼鈍における結晶粒径と、最終圧延における圧延率とを所定範囲に制御するとともに、歪取り焼鈍における材料到達温度を２００〜５００℃とし、材料の昇温速度を２０℃／秒以上に制御することにより、高強度と良好な曲げ加工性とを確保している。

しかしながら、粒径や昇温速度の制御および冷間圧延後の歪取り焼鈍による熱処理負荷は、生産性の低下やコストの上昇が生じる。

このように特許文献１ないし４の方法では、例えばばね用の材料として強度および延性に優れたステンレス鋼を、効率的に製造できない可能性がある。

したがって、効率的に製造でき、強度および延性に優れたステンレス鋼が求められていた。

本発明はこのような点に鑑みなされたもので、効率的に製造でき、強度および延性に優れたステンレス鋼を提供することを目的とする。

請求項１に記載されたステンレス鋼は、Ｃ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、Ｓｉ：１．５０質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｐ：０．０６質量％以下、Ｓ：０．００５質量％以下、Ｎｉ：５．０質量％以上７．０質量％以下、Ｃｒ：１５．０質量％以上１９．０質量％以下、Ｍｏ：０質量％以上２．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上２．０質量％以下およびＮ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下を含有し、Ｃ含有量とＮ含有量との合計が０．２０質量％以上で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏで示すオーステナイト安定指標であるＭｄ_３０の値が５以上３０以下で、ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２で示す積層欠陥エネルギー生成指標であるＳＦＥの値が１５以上２５未満で、δｃａｌ＝−１５−４４．９１Ｃ−０．８８Ｍｎ−２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ−１．０８Ｃｕ−２８．８Ｎで示す１２３０℃で２時間加熱した後のδフェライト生成指標であるδｃａｌの値が１．０以下で、オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の複相組織を有するものである。

請求項２に記載されたステンレス鋼は、請求項１記載のステンレス鋼において、ばね用およびメタルガスケット用の少なくともいずれかであるものである。

本発明によれば、所定の範囲に規定された合金組成において、Ｃ＋Ｎ≧０．２０質量％で、Ｍｄ_３０の値が５以上３０以下で、ＳＦＥの値が１５以上２５未満で、δｃａｌの値が１．０以下となるように成分調整されているため、効率的に製造でき、強度および延性が良好である。

実施例における０．２％耐力と伸びとの関係を示すグラフである。

以下、本発明の一実施の形態の構成について詳細に説明する。

一般的に、オーステナイト系ステンレス鋼をベースにして高強度を得るために有効な手段は、冷間圧延等の加工を付与してオーステナイト相を加工硬化させること、および、オーステナイト相の一部を硬質な加工誘起マルテンサイト相へ変態させる、いわゆる加工誘起変態塑性（ＴＲＩＰ）現象を利用することである。また、成形工程においても、加工ひずみが付与された箇所は、ＴＲＩＰ現象により硬化する。

このようなＴＲＩＰ現象の生じやすさは、オーステナイト安定度に影響される。

しかしながら、ＴＲＩＰ現象による硬化は、高強度化には有効であるものの、加工性が低下する要因となる。

したがって、優れた加工性を維持しつつ高強度化するには、オーステナイト安定度および加工誘起マルテンサイト量を調整することが重要である。

また、加工性は、引張試験等で評価される伸びとある程度相関がある。この伸びには、ＴＲＩＰ現象および加工誘起マルテンサイト相の強度に影響する固溶強化元素であるＣおよびＮが深く関係している。

すなわち、加工性を確保するために曲げ性を向上させるには、オーステナイト安定度とＣ量およびＮ量とを適正範囲に調整する必要がある。

そして、積層欠陥エネルギーの生成指標であるＳＦＥの値が大きいと、オーステナイト相の加工硬化を生じにくくなるため、加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相との硬度差が大きくなり、ＳＦＥの値が小さいと、オーステナイト相の加工硬化が生じやすくなるため、オーステナイト相の延性が低下する。

これら加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相との硬度差の増大、および、オーステナイト相の延性の低下のいずれも、加工性を低下させる要因となるため、良好な加工性を確保するには、ＳＦＥの値を調整することが重要である。

以下、本発明の一実施の形態に係るステンレス鋼は、０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＣ（炭素）、１．５０質量％以下のＳｉ（ケイ素）、０．１質量％以上２．０質量％以下のＭｎ（マンガン）、０．０６質量％以下のＰ（リン）、０．００５質量％以下のＳ（硫黄）、５．０質量％以上７．０質量％以下のＮｉ（ニッケル）、１５．０質量％以上１９．０質量％以下のＣｒ（クロム）、０質量％以上２．０質量％以下のＭｏ（モリブデン）、０質量％以上２．０質量％以下のＣｕ（銅）、および、０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＮ（窒素）を含有し、Ｃ含有量とＮ含有量との合計が０．２０質量％以上（Ｃ＋Ｎ≧０．２０質量％）であり、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物で構成される。

また、上記各元素の含有量の範囲において、Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏの（１）式で示すオーステナイト安定指標であるＭｄ_３０の値が、５以上３０以下となるように成分調整されている。

さらに、上記各元素の含有量の範囲において、ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２の（２）式で示す積層欠陥エネルギー生成指標であるＳＦＥの値が、１５以上２５未満となるように成分調整されている。

また、上記各元素の含有量の範囲において、δｃａｌ＝−１５−４４．９１Ｃ−０．８８Ｍｎ−２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ−１．０８Ｃｕ−２８．８Ｎの（３）式で示す１２３０℃で２時間加熱した後のδフェライト生成指標であるδｃａｌの値が、１．０以下となるように成分調整されている。

さらに、上記ステンレス鋼は、オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の複相組織を有している。

なお、上記各式の元素記号には、ステンレス鋼が含有している各元素の含有量が代入され、各式に含まれる元素のうち、無添加のものは０が代入される。

ＣおよびＮは、オーステナイト生成元素であり、これらの元素の含有量が少なすぎるとδフェライト相の生成量が増大し、熱間加工性が低下する。また、ＣおよびＮは、加工誘起マルテンサイト相を固溶強化するために有用な元素である。そして、Ｃの含有量およびＮの含有量をいずれも、０．０５質量％以上にすることが、顕著な延性向上作用を安定して得るために重要である。一方、ＣおよびＮを、０．３０質量％を超えて過剰に含有させると、鋼が過度に硬質化し加工性を阻害する要因となる可能性がある。したがって、Ｃの含有量およびＮの含有量は、いずれも０．０５質量％以上０．３０質量％以下とする。

また、加工誘起マルテンサイト相の生成の際、ＴＲＩＰ現象による十分な延性を発現させるためには、Ｃ＋Ｎ（ＣおよびＮの合計含有量）を０．２０質量％以上とする必要がある。したがって、ＣおよびＮは、上記それぞれの含有量の範囲において、Ｃ＋Ｎ≧０．２０質量％とする。

なお、Ｃ＋Ｎが０．４０質量％を超えると、硬質化による加工性を阻害する可能性がある。そのため、Ｃ＋Ｎを０．４０質量％以下にすることが好ましく、Ｃの含有量およびＮの含有量をいずれも０．０５質量％以上０．１５質量％以下とし、Ｃ＋Ｎを０．２０質量％以上０．３０質量％以下とするとより好ましい。

Ｓｉは、製鋼での脱酸に有用な元素であるとともに、固溶強化に寄与する元素である。しかし、１．５０質量％を超えて過剰に含有させると、鋼が硬質化し加工性を損なう要因となる。また、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、過剰添加は高温域でのδフェライト相の多量生成を招き、熱間加工性を阻害する。したがって、Ｓｉの含有量は、１．５０質量％以下とする。

Ｍｎは、Ｎｉに比べて安価で、Ｎｉの作用を代替できる有用なオーステナイト形成元素である。また、鋼を固溶強化する有用な元素でもある。その作用を活用するためには、０．１質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎを、２．５質量％を超えて過剰に含有させると、熱間加工性を阻害する要因となる。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１質量％以上２．０質量％以下とし、より好ましくは、１．０質量％以上１．５質量％以下である。

ＰおよびＳは、不可避的不純物として混入するが、その含有量は低いほど好ましい。そして、加工性およびその他の材料特性や、製造性への悪影響を考慮して、Ｐの含有量を０．０６質量％以下（無添加を含む。）とし、Ｓの含有量を０．００５質量％以下（無添加を含む。）とする。

Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼に必須の元素であり、延性や靭性の向上に有効である。その作用を十分に奏するには、５．０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｉを７.０質量％を超えて過剰に含有させると、強度特性を低下させる要因になるとともに、コストの増大により経済性も低下する。したがって、Ｎｉの含有量は、５．０質量％以上７．０質量％以下とする。

Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を担保する不動態皮膜の形成に必須の元素であり、１５．０質量％以上含有させることで、耐食性を十分に確保できる。一方、Ｃｒは、フェライト生成元素であるため、過度に含有させると熱延前加熱温度が（γ＋δ）の２相域となり、加熱後もδフェライトの多量生成を招き、熱間加工性を損なう要因となる。この一実施の形態では、オーステナイト生成元素の含有量の調整により１９．０質量％まで含有させることができる。したがって、Ｃｒの含有量は、１５．０質量％以上１９．０質量％以下とする。

Ｍｏは、耐食性の向上に有用な元素であるとともに、固溶強化に寄与する元素であるが、２．０質量％を超えて過剰に含有させると、熱間加工性を損なう要因となる。したがって、Ｍｏの含有量は、０質量％以上２．０質量％以下（無添加を含む。）とする。

Ｃｕは、加工誘起マルテンサイト相の生成に起因して加工硬化を抑制するため、製造工程の負荷を低減できる有効な元素である。一方、Ｃｕを過剰に含有させると、熱間加工性の低下につながる。したがって、Ｃｕの含有量は０質量％以上２.０質量％以下（無添加を含む。）とする。

ここで、（１）式で表されるオーステナイト安定度指標であるＭｄ_３０は、その値が大きいほど、オーステナイト相から加工誘起マルテンサイト相への変態が起こりやすく、軽度の冷延ひずみの付与で高強度が得られるとともに、優れた延性を確保できる。また、成形が施される場合においても、曲げ部など加工ひずみが付与された部分はＴＲＩＰ現象によりさらに高い強度を得られやすい。このような効果はＭｄ_３０の値が５以上の場合に顕著に現れる。一方、Ｍｄ_３０の値が３０を超えると、曲げ加工を施した部分における加工誘起マルテンサイト生成量が多くなり過ぎるため、割れが誘発され曲げ性が劣化する可能性がある。したがって、高強度でかつ良好な延性を安定して確保するために、オーステナイト安定度指標であるＭｄ_３０の値は、５以上３０以下とし、より好ましくは、８以上２８以下である。

また、（２）式で表される積層欠陥エネルギー生成指標であるＳＦＥは、その値が大きい場合、具体的にはＳＦＥの値が２５以上である場合に、オーステナイト相の加工硬化が小さくなって、加工時に生じた加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相との硬度差により、亀裂が生じやすくなる。一方、ＳＦＥの値が１５未満の場合は、オーステナイト相の加工硬化が過大となり、延性が低下してしまう可能性がある。したがって、硬度差による亀裂の発生および延性低下を防止するために、積層欠陥エネルギー指標であるＳＦＥの値は、１５以上２５未満とする。

さらに、（３）式で表されるδｃａｌは、連続鋳造後に１２３０℃で２時間の加熱処理を施した後の鋳片におけるδフェライト量を示している。δｃａｌの値が１．０を超えて大きくなると、熱間圧延時における耳割れが発生しやすくなる。また、最終製品材において、機械特性および疲労特性の低下にも影響する。したがって、例えばばね用ステンレス鋼の素材として良好な熱間加工性、機械特性および疲労特性を確保するために、δｃａｌの値は、１．０以下とする。

上記一実施の形態に係るステンレス鋼は、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼板の製造プロセスにより製造可能である。

具体的には、上述のように成分調整された鋼を製鋼設備により溶製して鋳片とした後、熱間圧延により熱延鋼板とする。なお、熱間圧延前の鋳片加熱温度は、１１００℃以上１３５０℃以下の範囲であればよい。

熱延鋼板には、中間焼鈍を施した後、冷間圧延により板厚を減少させ、仕上焼鈍を施す。なお、中間焼鈍および仕上焼鈍の後には、酸洗を行う。また、必要に応じて冷間圧延途中に中間焼鈍を施してもよい。熱間圧延以降の中間焼鈍および仕上焼鈍は、９００℃以上１１００℃以下の範囲で行うことが好ましい。

また、仕上焼鈍後は目標硬さに応じた調質圧延が施され、例えば板厚０．１ｍｍ以上３．０ｍｍ以下の調質圧延鋼板とすることができる。さらに、調質圧延後には、必要に応じて形状矯正が実施される。

上記一実施の形態によれば、Ｍｄ_３０の値が５以上３０以下となるように成分調整することにより、オーステナイト相から加工誘起マルテンサイト相へ変態しやすくＴＲＩＰ現象を起きやすくできるため、高強度化できるとともに、曲げ性の低下を抑制して加工性の低下を防止できる。

また、ＳＦＥの値が１５以上２５未満となるように成分調整することにより、オーステナイト相の過剰な加工硬化による延性の低下を抑制できるとともに、オーステナイト相と加工誘起マルテンサイト相との硬度差による亀裂の発生を抑制でき、加工性の低下を防止できる。

さらに、δｃａｌの値が１．０以下となるように成分調整することにより、熱間圧延の際の割れの発生を抑制して熱間加工性の低下を防止できるとともに、δフェライト相による機械的特性および疲労特性の低下を防止できる。

また、Ｃ＋Ｎを０．２０質量％以上にすることにより、ＴＲＩＰ現象により延性を発現させて加工性を向上できる。

したがって、上記合金組成の範囲において、Ｍｄ_３０の値が５以上３０以下で、ＳＦＥの値が１５以上２５未満で、δｃａｌの値が１．０以下で、Ｃ＋Ｎが０．２０質量％以上となるように成分調整されているため、強度および延性が良好である。

すなわち、例えば従来鋼である３００系ステンレス鋼のＳＵＳ３０１−ＣＳＰ／Ｈ材に比べ、強度および延性のバランスが良好である。

また、例えば強度と延性とのバランスを調整するための最終圧延後に熱処理等を要さず、効率的に製造できる。

そして、上記ステンレス鋼は、強度および延性に優れるため、例えばメタルガスケット等のばね用の材料として好適である。

以下、本実施例および比較例について説明する。

まず、表１に示す組成のステンレス鋼を溶製した。表１において、ａ１〜ａ８が本発明で規定する化学成分を有する発明対象鋼（本実施例）で、ｂ１〜ｂ５が比較鋼（比較例）で、ｃ１は従来鋼（比較例）のＳＵＳ３０１−ＣＳＰ／Ｈ材である。

なお、ｂ１は、Ｍｄ_３０の値が本発明で規定する範囲外である。ｂ２は、ＳＦＥの値が本発明で規定する範囲外である。ｂ３は、Ｍｄ_３０、Ｃ＋Ｎおよびδｃａｌの値が本発明で規定する範囲外である。ｂ４は、Ｍｄ_３０およびδｃａｌが本発明で規定する範囲外である。ｂ５は、Ｃ＋Ｎおよびδｃａｌの値が本発明で規定する範囲外である。

各鋼いずれも１００ｋｇの鋼塊を得た後に、抽出温度１２３０℃で熱間圧延することにより板厚３ｍｍの熱延鋼帯を製造した。

この熱延鋼帯に１０８０℃で均熱５分の中間焼鈍を施した後、冷間圧延および１０８０℃で均熱１分の焼鈍を繰り返し、中間鋼帯を得た。また、調質圧延後の板厚が０．２ｍｍとなる圧延率をそれぞれの鋼についてあらかじめ調べておき、その調質圧延率をもとに仕上焼鈍時の板厚を設定して、その板厚まで冷間圧延を行った後に１０８０℃で均熱１分の仕上焼鈍を施した。

さらに、仕上焼鈍後に板厚０．２ｍｍまで調質圧延を行った。この調質圧延は、鋼板の温度が７０℃となるよう加温した上で７〜１０パス行った。

このように製造した各鋼の板厚０．２ｍｍの調質圧延材を用いて、機械的性質の調査を行った。

機械的性質は、強度についてはＪＩＳＺ２２４１の引張試験による引張強さおよび０．２％耐力を指標とし、延性については伸びを指標として評価した。

本実施例および比較例に関する機械的特性の結果を表２および図１に示す。

本実施例は、従来鋼のＳＵＳ３０１−ＣＳＰ／Ｈ材（比較例であるｃ１）に比べ、良好な強度および延性のバランスを備えていた。

具体的には、本実施例は、４０％程度の調質圧延率の場合（図１における右側の本実施例群）には、ＳＵＳ３０１−ＣＳＰ／Ｈ材に比べて、同等の強度でかつ３倍以上の高い延性を備えていた。また、５０％程度の調質圧延率の場合（図１における左側の本実施例群）には、ＳＵＳ３０１−ＣＳＰ／Ｈ材に比べて、高い強度かつ２倍以上の良好な延性を備えていた。

一方、比較鋼（比較例であるｂ１〜ｂ５）は、ＳＵＳ３０１−ＣＳＰ／Ｈ材に比べて、
強度および延性が劣る鋼種や、強度は同等であるが延性が劣る鋼種や、延性は優れているが強度が劣る鋼種や、強度および延性の両方が同程度の鋼種がほとんどであり、本実施例より機械的特性（強度および延性）が低かった。すなわち、比較例はいずれも本実施例に比べて、高い強度と高い延性とのバランスに劣っていた。

したがって、本発明で規定した組成に調整した後、調質圧延により高強度化した鋼において、高い強度と高い延性とを両立できることが確認された。

Claims

Ｃ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、Ｓｉ：１．５０質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｐ：０．０６質量％以下、Ｓ：０．００５質量％以下、Ｎｉ：５．０質量％以上７．０質量％以下、Ｃｒ：１５．０質量％以上１９．０質量％以下、Ｍｏ：０質量％以上２．０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上２．０質量％以下およびＮ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下を含有し、Ｃ含有量とＮ含有量との合計が０．２０質量％以上で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏで示すオーステナイト安定指標であるＭｄ_３０の値が５以上３０以下で、
ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２で示す積層欠陥エネルギー生成指標であるＳＦＥの値が１５以上２５未満で、
δｃａｌ＝−１５−４４．９１Ｃ−０．８８Ｍｎ−２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ−１．０８Ｃｕ−２８．８Ｎで示す１２３０℃で２時間加熱した後のδフェライト生成指標であるδｃａｌの値が１．０以下で、
オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の複相組織を有する
ことを特徴とするステンレス鋼。
ばね用およびメタルガスケット用の少なくともいずれかである
ことを特徴とする請求項１記載のステンレス鋼。