JP4760031B2 - 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 - Google Patents

Description

本発明は、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に関するものである。

ステンレス鋼は、耐食性に優れた材料として、自動車用部材や建築用部材、厨房機器等の広い分野で用いられている。ステンレス鋼は、鋼が有する組織から一般に、オーステナイト系、フェライト系、オーステナイト・フェライト系およびマルテンサイト系の４つに分類されている。このうち、ＳＵＳ３０４に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼は、耐食性に優れると共に、加工性にも優れているため、最も一般的に用いられている。

しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼は、他のステンレス鋼に比べて高い加工性を有するものの、高価なNiを多量に含有しているため、価格が高いという問題がある。また、オーステナイト系ステンレス鋼は、成形限界近傍まで加工すると置き割れを起こし易いことや、応力腐食割れ(Stress Corrosion Cracking：ＳＣＣ)に対する感受性が高いことのため、燃料タンクのように、安全性に対する要求が極めて高い部位に適用するには問題があった。また、マルテンサイト系ステンレス鋼は、強度は優れるものの、延性や張出成形性および耐食性に劣り、加工用途には適用できない。

一方、フェライト系ステンレス鋼は、Crの含有量を増加させることで、耐食性を向上させることが可能であり、また、置き割れや応力腐食割れを起こし難いという優れた特性を有する。しかし、フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して加工性、特に強度−延性バランスに劣るという欠点がある。

そこで、フェライト系ステンレス鋼の加工性を改善する技術が提案されている。例えば、特許文献１には、Crを５〜60wt％含有したフェライト系ステンレス鋼板において、ＣおよびＮ含有量を低減すると共に、Ti，Nbを適量添加した深絞り成形性に優れるクロム鋼板とその製造方法が開示されている。しかし、特許文献１の鋼板は、深絞り性を改善するために、鋼中のＣおよびＮ含有量をそれぞれＣ：0.03wt％以下、Ｎ：0.02wt％以下に低減しているため、鋼板強度が低くしかも延性の改善も不十分である、即ち、強度−延性バランスに劣るという問題がある。そのため、特許文献１の鋼板を自動車部材に適用した場合には、部材に対する要求強度を得るのに必要な板厚が厚くなり、軽量化に寄与できない他、張出し成形や深絞り成形、液圧成形等の厳しい加工用途には適用できないという問題があった。

そこで、上記オーステナイト系とフェライト系の中間に位置するオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼が、近年、注目されている。このオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼は、耐食性に優れているが、Ni含有量が４mass％以上と高いため、価格が依然として高価であるという問題がある。

この問題に対応するものとして、特許文献２に、Ni添加量を0.1％超１％未満に制限した上で、さらにオーステナイト安定性指数(ＩＭ指数：551−805(Ｃ＋Ｎ)％−8.52Si％−8.57Mn％−12.51Cr％−36.02Ni％−34.52Cu％−13.96Mo％)を40〜115の範囲に制御することにより、引張り延びに優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼板が開示されている。
特開平０８−０２０８４３号公報 特開平１１−０７１６４３号公報

しかしながら、上記特許文献２に開示されたオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼板は、延性が向上しているとはいえまだ不十分であり、また、深絞り性も十分なものではなかった。従って、極度の張出し成形や液圧成形が施される用途への適用は依然として難しく、また、極度の深絞り成形が施される用途への適用も困難であるという問題があった。

本発明の目的は、延性および深絞り性に優れた高い成形性を有するオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼を提供することにある。

発明者らは、高価なNiを含むオーステナイト系以外のステンレス鋼の成形性を改善するために、各種成分および鋼組織を有するステンレス鋼について、成形性の評価を行った。その結果、オーステナイト・フェライト系ステンレス鋼において、特に高い延性を示す場合があることを見出した。この原因について、さらに検討を進めたところ、オーステナイト相の分率およびオーステナイト相中のＣおよびＮ含有量が延性に大きく影響をしており、特に、オーステナイト相中のＣ，Ｎ，Si，Mn，Cr，Ni，Cu，Moの含有量によって規定されるオーステナイト相の歪安定度を適正範囲に調整することにより、更に高い延性が得られることを見出した。そして、この高い延性を示すオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼は、深絞り性にも優れていることを見出し、本発明を開発するに至った。

すなわち本発明は、Ｃ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．０７〜４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０４〜３．０２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１５〜３５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．４９ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．１〜０．６ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト相とオーステナイト相を含む金属組織からなり、上記オーステナイト相中のＣとＮの合計量が０．１６〜２ｍａｓｓ％であり、上記オーステナイト相の体積分率が１０〜８５％であることを特徴とするオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼である。

本発明の上記ステンレス鋼は、下記式で定義される加工誘起マルテンサイト指数(Ｍd(γ))が−30〜90であることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼。
記
Ｍd(γ)＝551−462(Ｃ(γ)＋Ｎ(γ))−9.2Si(γ)−8.1Mn(γ)−13.7Cr(γ)−29Ni(γ)−29Cu(γ)−18.5Mo(γ)
ただし、Ｃ(γ)、Ｎ(γ)、Si(γ)、Mn(γ)、Cr(γ)、Ni(γ)、Cu(γ)およびMo(γ)は、それぞれオーステナイト相中のＣ量(mass％)、Ｎ量(mass％)、Si量(mass％)、Mn量(mass％)、Cr量(mass％)、Ni量(mass％)、Cu量(mass％)、Mo量(mass％)

本発明の上記ステンレス鋼は、引張試験における全伸びが48％以上であることを特徴とする。

さらに、本発明の上記ステンレス鋼は、上記成分組成に加えてさらに、Cu：４mass％以下、Mo:４mass％以下のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする。

本発明によれば、高価なNiを多量に含有することもなく、延性および深絞り性に優れた高い成形性を有するオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼を安価に提供することができる。本発明のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼は、成形性に優れているので、自動車用部材や建築用部材、厨房機器等の分野で過酷な張出し成形や深絞り成形、ハイドロフォーム等の液圧成形を受ける用途に用いて好適である。

本発明に係るステンレス鋼について説明する。
本発明のステンレス鋼は、主としてオーステナイト相とフェライト相からなるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼である。そして、本発明は、上記２相を主とするオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼において、オーステナイト相の体積分率と、このオーステナイト相中に含まれるＣとＮの含有量が、成形性に大きな影響を与えることを見出し、それらの最適値を規定したところに特徴がある。なお、本発明のステンレス鋼において、オーステナイト相とフェライト相以外の鋼組織は、マルテンサイト相が主なものである。

本発明に係るオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト相の分率が鋼の全組織に対して体積率で10〜85％であることが必要である。オーステナイト相の分率が10％未満では、延性に優れたオーステナイト相が少ないため、高い成形性が得られない。一方、85％を超えると、オーステナイト系ステンレス鋼特有の現象であるＳＣＣ割れが散見されるようになるためである。好ましいオーステナイト相の分率は、体積率で15〜80％、さらに好ましくは、25〜75％の範囲である。

上記オーステナイト相の体積分率は、鋼の成分組成と最終焼鈍工程の焼鈍条件(温度、時間)を調整することにより制御することができる。具体的には、Cr，Si，Mo量が低く、Ｃ，Ｎ，Ni，Cu量が高いほど、オーステナイト相の体積分率は増加する。また、焼鈍温度は、高過ぎると、オーステナイト相の体積分率が減少し、一方、低過ぎると、Ｃ，Ｎが炭窒化物として析出して固溶量が減少し、オーステナイト相の安定化への寄与が低下し、やはりオーステナイト相の体積分率が減少する。つまり、鋼成分組成に応じて、最大のオーステナイト相の体積分率が得られる温度範囲があり、本発明の成分組成では、その温度は700〜1300℃の範囲である。焼鈍時間は、長くするほど、鋼の成分組成と温度によって決定される平衡状態のオーステナイト相の体積分率に近づくため好ましいが、30秒程度以上確保すれば十分である。

また、本発明のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト相中に含まれるＣとＮの合計量が0.16〜２mass％であることが必要である。オーステナイト相中のＣとＮの合計量が、0.16mass％未満では、加工誘起マルテンサイト相の強度が低いため、十分な成形性が得られない。一方、ＣとＮの合計量が２mass％超えて含有すると、焼鈍後の冷却時に炭化物、窒化物が多量に析出し、延性にはむしろ悪影響を及ぼすからである。ＣとＮの合計量は、好ましくは、0.2〜２mass％、さらに好ましくは、0.3〜1.5mass％の範囲である。

オーステナイト相中のＣ，Ｎ含有量の制御は、鋼の成分組成と焼鈍条件(温度、時間)を調整することによって行うことができる。上記鋼の成分組成と焼鈍条件との関係は、Ｃ，Si，Mn，Cr，Ni，Cu，Moといった多数の鋼成分の影響を受けるため、一概には言えないが、鋼中のＣ，ＮおよびCr量が多いと、オーステナイト相中のＣ，Ｎ量も増加する場合が多い。また、鋼の成分組成が同一の場合、焼鈍条件によって決定されたオーステナイト相の体積分率が低いほど、オーステナイト相中にＣ，Ｎが濃化する場合が多い。なお、オーステナイト相中のＣ，Ｎの測定は、例えば、ＥＰＭＡにより測定が可能である。

オーステナイト相の体積分率およびオーステナイト相中に含まれるＣとＮの合計量が、成形性に影響を及ぼす理由は、まだ十分明らかとはなっていないが、発明者らは、以下のように考えている。
鋼は、引張変形を受けると、均一変形を経た後、局部的にネッキング(くびれ)が生じて、やがて破断に至るのが一般的である。しかし、本発明のステンレス鋼は、オーステナイト相が存在するため、微小なネッキングが生じ始めると、その部位のオーステナイト相がマルテンサイト相に加工誘起変態し、他の部位に比べて硬くなる。そのため、その部位のネッキングがそれ以上進まなくなり、代わりに他の部位の変形が進行する結果、鋼全体が均一に変形し、高い延性が得られる。特に、オーステナイト相中のＣとＮの合計量が高い本発明のステンレス鋼は、同量のオーステナイト相の体積分率でも、オーステナイト相中のＣとＮの合計量が少ない他のステンレス鋼に比べてネッキング部に発生したマルテンサイト相の硬さが高く、加工誘起マルテンサイト相による延性向上効果が効果的に発現しているものと考えている。

さらに、発明者らは、本発明のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼において、オーステナイト相中のＣ，Ｎ，Si，Mn，Cr，Ni，Cu，Mo含有量から下記式；
Ｍd(γ)＝551−462(Ｃ(γ)＋Ｎ(γ))−9.2Si(γ)−8.1Mn(γ)−13.7Cr(γ)−29Ni(γ)−29Cu(γ)−18.5Mo(γ)
ただし、Ｃ(γ)、Ｎ(γ)、Si(γ)、Mn(γ)、Cr(γ)、Ni(γ)、Cu(γ)およびMo(γ)は、それぞれオーステナイト相中のＣ量(mass％)、Ｎ量(mass％)、Si量(mass％)、Mn量(mass％)、Cr量(mass％)、Ni量(mass％)、Cu量(mass％)、Mo量(mass％)
で定義されるオーステナイト相の加工誘起マルテンサイト指数(Ｍd(γ))を−30〜90の範囲に制御することにより、更に高い延性特性が得ることができる、具体的には、板厚0.8mmでも48％以上の全伸びが得られることを見出した。

上記Ｍd(γ)は、オーステナイト相が加工を受けた際の加工誘起マルテンサイト変態のし易さを示す指数であり、この指数が高いほど、加工に伴うマルテンサイト変態が起こり易いことを意味する。そして、上記Ｍd(γ)が−30〜90の範囲が好ましい理由は、−30未満の場合には、加工誘起マルテンサイト変態が起こり難いため、微小なネッキングが生じ始めるときに、微小ネッキング部で発生する加工誘起マルテンサイト量が少ないからであり、また、Ｍd(γ)が90を超える場合には、微小なネッキングが生じ始める前に鋼全体でオーステナイト相がマルテンサイト変態してしまうため、微小なネッキングが生じ始めるときには、加工誘起マルテンサイトのもととなるオーステナイト相が少なくなるからである。従って、Ｍd(γ)を−30〜90の範囲に制御した場合にのみ、微小ネッキングが生じ始めた時に、ネッキング部位での発生するマルテンサイト量が最適化されて、非常に高い延性を示すものと考えられる。

本発明のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼は、上記のように延性に優れるのみならず、高い深絞り性をも兼備するものである。その理由は、深絞り加工において、特に変形が集中して割れが発生し易いコーナー部では、上述したオーステナイト相の体積分率およびオーステナイト相中のＣとＮの合計量が延性に及ぼす改善効果と同様の理由により、加工誘起マルテンサイト変態による硬化が適度に起こって延性が改善される結果、局部変形が抑制されるためと考えられる。

次に、本発明に係るオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼の好ましい成分組成について説明する。
Ｃ：0.2mass％以下
Ｃは、オーステナイト相の体積分率を高めると共に、オーステナイト相中に濃化して、オーステナイト相の安定度を高める元素である。上記効果を得るためには、0.003mass％以上含有することが好ましい。しかし、Ｃ含有量が0.2mass％を超えると、Ｃを固溶させるための熱処理温度が著しく高くなり、生産性が低下する。そのため、Ｃ量は0.2mass％以下に制限するのが好ましい。より好ましくは0.15mass％以下、さらに好ましくは0.10mass％未満である。

Ｓｉ：０．０７〜４ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸剤としてまた強化元素として添加される。上記効果を得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上含有することが好ましい。しかし、Ｓｉの添加量が４ｍａｓｓ％を超えると、鋼材強度が高くなり過ぎ、冷間加工性を劣化させるため、４ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０７〜４ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｎ：０．０４〜３．０２ｍａｓｓ％
Ｍｎは、脱酸剤としてまたオーステナイト相のＭｄ（γ）調整用元素として有用であり、適宜添加することができる。上記効果を得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上含有することが好ましい。しかし、添加量が１２ｍａｓｓ％を超えると熱間加工性が劣化するので、１２ｍａｓｓ％以下とするのが好ましいが、より好ましくは０．０４〜３．０２ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｐ：0.1mass％以下
Ｐは、熱間加工性には有害な元素であり、特に、0.1mass％を超えると悪影響が顕著となるので0.1mass％以下とするのが好ましい。より好ましくは、0.05mass％以下である。

Ｓ：0.03mass％以下
Ｓは、熱間加工性には有害な元素であり、特に、0.03mass％を超えると悪影響が顕著となるので0.03mass％以下とするのが好ましい。より好ましくは、0.02mass％以下である。

Cr：15〜35mass％
Crは、ステンレス鋼に耐食性を付与する最も重要な元素であり、15mass％未満では、十分な耐食性が得られない。一方、Crは、フェライト安定化元素であり、その量が35mass％を超えると、鋼中にオーステナイト相を生成させることが困難となる。よって、Crは、15〜35mass％の範囲に制限するのが好ましい。より好ましくは17〜30mass％、さらに好ましくは18〜28mass％である。

Ｎｉ：０．４９ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、３ｍａｓｓ％を超えると、フェライト相中のＮｉ量が増加してフェライト相の延性が劣化する他、コストの上昇を招くので、０．４９ｍａｓｓ％以下とする。なお、低温靭性を改善する観点からは、０．１ｍａｓｓ％以上含有していることが好ましい。

Ｎ：０．１〜０．６ｍａｓｓ％
Ｎは、Ｃと同様に、オーステナイト相の体積分率を高めると共に、オーステナイト相中に濃化して、オーステナイト相を安定化する元素である。しかし、Ｎが０．６ｍａｓｓ％を超えると、鋳造時にブローホールが発生し、安定製造が難しくなる。一方、０．０５ｍａｓｓ％未満では、オーステナイト相中のＮの濃化が不十分となる。よって、０．１〜０．６ｍａｓｓ％とするのが好ましく、より好ましくは０．１〜０．４ｍａｓｓ％である。さらに、Ｎは、オーステナイト相生成の観点からは０．１８ｍａｓｓ％以上、熱間加工性の観点からは０．３４ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。

本発明のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼は、上記成分以外に、Cu，Moを下記の範囲で含有することができる。
Cu：４mass％以下
Cuは、耐食性を向上させるために適宜添加することができる。上記効果を得るためには、0.1mass％以上添加することが好ましい。しかし、４mass％を超えると熱間加工性が劣化するので、４mass％以下に制限するのが好ましい。より好ましくは２mass％以下である。

Mo：４mass％以下
Moは、耐食性を向上させるために適宜添加することができる。上記効果を得るためには、0.1mass％以上添加することが好ましい。しかし、４mass％を超えると、その効果が飽和するので、４mass％以下に制限するのが好ましい。より好ましくは２mass％以下である。

さらに、本発明のステンレス鋼は、上記の成分以外にＶ，Ａｌ，Ｂ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ，ＴｉおよびＮｂを下記の範囲で含有してもよい。
Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｖは、鋼板の組織を微細化し、強度を高める元素であるため、必要に応じて添加することができる。上記効果を得るためには、０．００５ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。ただし、０．５ｍａｓｓ％を超えると、Ｃ，Ｎを固溶させるための熱処理温度が著しく高くなり、生産性の低下を招く。そのため、Ｖの添加量は０．５ｍａｓｓ％以下に制限するのが好ましい。より好ましくは０．２ｍａｓｓ％以下である。

Al：0.2mass％以下
Alは、強力な脱酸剤であり、適宜添加することができる。上記効果を得るためには、0.003mass％以上添加することが好ましい。ただし、0.2mass％を超えると、窒化物を形成して表面疵の発生原因ともなるので、0.2mass％以下に制限するのが好ましい。より好ましくは0.1mass％以下である。

Ｂ：0.02mass％以下、Ca：0.02mass％以下、Mg：0.02mass％以下、REM：0.2mass％以下、Ti：0.2mass％以下、Nb：２mass％以下の一種または２種以上
Ｂ，Ca，Mgは、熱間加工性を向上させる成分として適宜添加することができる。上記効果を得るためには、0.0003mass％以上添加することが好ましい。しかし、0.02mass％を超えると耐食性が劣化するので、それぞれ0.02mass％以下に制限するのが好ましい。同様に、REMおよびTiは、熱間加工性を向上させる成分として適宜添加することができる。上記効果を得るためには、0.002mass％以上添加することが好ましい。しかし、0.2mass％を超えると耐食性が劣化するので、それぞれ0.2mass％以下に制限するのが好ましい。なお、上記REMは、La，Ce等の希土類元素のことである。Nbは、鋭敏化(粒界のクロム炭化物、クロム窒化物の生成による耐食性劣化)を抑える元素として添加することができる。上記効果を得るためには、0.002mass％以上添加することが好ましい。しかし、２mass％を超えると、Nbの炭窒化物が多量に生成し、鋼中の固溶Ｃ，Ｎが消費されるため好ましくない。
本発明のステンレス鋼は、上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不純物の中でもＯは、介在物による表面疵を防止する観点からは0.05mass％以下に制限するのが好ましい。

表１に示した成分組成を有する各種鋼を真空溶解あるいは窒素分圧を０〜１気圧に制御した雰囲気下で溶製し、鋼スラブとした後、常法に従って、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延し、表２に示した焼鈍温度で１分間の仕上焼鈍を行い、オーステナイト相の体積分率およびオーステナイト相中のＣとＮの合計量が異なる板厚0.8mmの各種冷延焼鈍板を作製した。上記のようにして得た冷延焼鈍板について、下記の要領で、組織観察、オーステナイト相中の成分分析、引張試験および限界絞り比(ＬＤＲ)の測定を行った。
＜組織観察＞
上記冷延焼鈍板の圧延方向の断面組織を、光学顕微鏡を用いて全厚×0.1mm以上の範囲に亘って観察し、オーステナイト相の面積率を測定してオーステナイト相の体積分率とした。具体的には、試料の圧延方向断面を研磨した後、赤血塩溶液(フェリシアン化カリウム30ｇ＋水酸化カリウム30ｇ＋水60ｍｌ)あるいは王水でエッチング後、白黒写真撮影を行い、白色部(オーステナイト相とマルテンサイト相)と灰色部(フェライト相)の占める割合を画像解析により求め、白色部の分率をオーステナイト相の体積分率とした。なお、白色部にはオーステナイト相だけでなくマルテンサイト相も含まれることがあるが、本発明のステンレス鋼は、マルテンサイト相は微量であるため、本方法で測定した値をオーステナイト相の体積分率として用いてもよい。また、白色部と灰色部が反転することがあるが、この場合は、オーステナイト相の析出形態から、オーステナイト相とフェライト相の判別することができる。
＜オーステナイト相中の成分分析＞
上記断面を研摩した試料を用いて、ＥＰＭＡによるオーステナイト相中の成分分析を行った。具体的には、Ｃ，Ｎは、オーステナイト相に濃化する特徴があるので、まず、断面全体について、ＣまたはＮの定性マッピングを行ってオーステナイト相を特定した上で、フェライト相に電子ビームがかからないようにオーステナイト相のほぼ中心部について、Ｃ，Ｎ，Si，Mn，Cr，Ni，CuおよびMoを定量分析した。測定領域は約１μmφの範囲で、各試料について３点以上測定し、その平均値を代表値とした。また、これらの測定値を元に、下記式；
Ｍd(γ)＝551−462(Ｃ(γ)＋Ｎ(γ))−9.2Si(γ)−8.1Mn(γ)−13.7Cr(γ)−29Ni(γ)−29Cu(γ)−18.5Mo(γ)
ただし、Ｃ(γ)、Ｎ(γ)、Si(γ)、Mn(γ)、Cr(γ)、Ni(γ)、Cu(γ)およびMo(γ)は、それぞれオーステナイト相中のＣ量(mass％)、Ｎ量(mass％)、Si量(mass％)、Mn量(mass％)、Cr量(mass％)、Ni量(mass％)、Cu量(mass％)、Mo量(mass％)
で定義される加工誘起マルテンサイト指数(Ｍd(γ))を求めた。
＜引張試験＞
冷延焼鈍板から、圧延方向に対して０°(平行)、45°および90°の各方向からＪＩＳ １３号Ｂ引張試験片を採取して、室温、大気中で、引張速度10mm／分で引張試験を行った。引張試験では、各方向の破断までの全伸びを測定し、下記式；
Ｅｌ＝{Ｅｌ(０°)＋２Ｅｌ(45°)＋Ｅｌ(90°)}／４
を用いて平均伸び(Ｅｌ)を計算し、これを全伸びとして評価した。
＜限界絞り比＞
上記冷延焼鈍板から、直径(ブランク径)を種々の大きさに変えた円形の試験片を打ち抜き、この試験片を、ポンチ径：35mm、板押え力：１tonの条件で円筒絞り成形し、破断することなく絞れる最大のブランク径をポンチ径で割って限界絞り比(ＬＤＲ)を求め、深絞り性を評価した。なお、円筒絞り成形に用いた試験片の打ち抜き径は、絞り比が0.1間隔となるよう変化させた。

上記試験の結果を、表２中に併記して示した。図１は、表２に示した結果に基づき、オーステナイト相中のＣとＮの合計量とオーステナイト相の体積分率が全伸びに及ぼす影響を示したものである。これから、同一のオーステナイト相の体積分率でも、オーステナイト相中のＣとＮの合計量が0.16〜２mass％である本発明鋼は、オーステナイト相中のＣとＮの合計量が0.16mass％未満の鋼に比べて、高い伸び値を示しており、延性に優れていることがわかる。
図２は、同じく表２の結果に基づき、伸びに及ぼす加工誘起マルテンサイト指数(Ｍd(γ))の影響を示したものである。この図２から、オーステナイト相中のＣとＮの合計量が0.16〜２mass％である本発明鋼でも、Ｍd(γ)を適正な範囲に制御することにより、更に大きく改善され、特に、Ｍd(γ)を−30〜90の範囲に制御した場合には、全伸びが48％以上(板厚0.8mm)と、非常に優れた延性特性が得られることがわかる。
また、図３は、全伸びと限界絞り比(ＬＤＲ)との関係を示したものである。図３から、本発明のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼は、比較鋼に比べてはるかに高い限界絞り比を有しており、延性だけでなく、深絞り性にも優れていることがわかる。

本発明のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼に関する技術は、鋼板に限定されるものではなく、例えば、厚板や形鋼、線棒、管等に適用した場合においても、本発明条件を満たすことにより、優れた延性を得ることができる。

本発明のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼の全伸びに及ぼすオーステナイト相中のＣとＮの合計量とオーステナイト相の体積分率の影響を示すグラフである。 本発明のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼の全伸びとオーステナイト相の加工誘起マルテンサイト指数(Ｍd(γ))の係を示すグラフである。 本発明のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼における全伸びと限界絞り比の関係を示すグラフである。

Claims (4)

1. Ｃ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．０７〜４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０４〜３．０２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１５〜３５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．４９ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．１〜０．６ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト相とオーステナイト相を含む金属組織からなり、上記オーステナイト相中のＣとＮの合計量が０．１６〜２ｍａｓｓ％であり、上記オーステナイト相の体積分率が１０〜８５％であることを特徴とするオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼。
2. 上記ステンレス鋼は、下記式で定義される加工誘起マルテンサイト指数（Ｍｄ（γ））が−３０〜９０であることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼。
   記
   Ｍｄ（γ）＝５５１−４６２（Ｃ（γ）＋Ｎ（γ））−９．２Ｓｉ（γ）−８．１Ｍｎ（γ）−１３．７Ｃｒ（γ）−２９Ｎｉ（γ）−２９Ｃｕ（γ）−１８．５Ｍｏ（γ）
   ただし、Ｃ（γ）、Ｎ（γ）、Ｓｉ（γ）、Ｍｎ（γ）、Ｃｒ（γ）、Ｎｉ（γ）、Ｃｕ（γ）およびＭｏ（γ）は、それぞれオーステナイト相中のＣ量（ｍａｓｓ％）、Ｎ量（ｍａｓｓ％）、Ｓｉ量（ｍａｓｓ％）、Ｍｎ量（ｍａｓｓ％）、Ｃｒ量（ｍａｓｓ％）、Ｎｉ量（ｍａｓｓ％）、Ｃｕ量（ｍａｓｓ％）、Ｍｏ量（ｍａｓｓ％）
3. 引張試験における全伸びが４８％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼。
4. 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：４ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：４ｍａｓｓ％以下のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼。

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