JP6140856B1 - 成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高価かつ希少な元素のＮｉを多量に含有せずＴＲＩＰの発現しない成分系で均一伸び及び局部伸びが大きいフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板とその製造方法の提供。【解決手段】質量％でＮ：０．０８０〜０．３００％を含有しＰＩ値が３０未満オーステナイト相中の化学組成より計算されるＭｄ値が−１０℃未満、鋼板の圧延幅方向に垂直な断面のオーステナイト粒の投影面積円相当径の平均が１．０＋５．０×鋼板全体の窒素含有量（質量％）μｍ以上、鋼板の圧延幅方向に垂直な断面のオーステナイト粒の全面積に対する最長径の長さをそれに直交する方向での最大長さで除した値の逆数で表される形状アスペクト比が０．５未満のオーステナイト粒の面積率と鋼板の厚さ方向に垂直な断面において圧延方向に垂直な方向１０００μｍ中のフェライト／オーステナイト相境界数から計算されるＦ値が１２０以上のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。【選択図】図３

Description

本発明は、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法に関する。

ステンレス鋼を大きく分類すると、オーステナイト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼に分けられる。オーステナイト系ステンレス鋼は、高価なＮｉを７％以上含有して、成形性に優れた鋼種が多い。フェライト系ステンレス鋼は、Ｎｉをほとんど含有せず、また、一般的には成形性はオーステナイト系ステンレス鋼に比べてかなり低い。

一方、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎｉ含有量が比較的少なく、成形性、耐食性などにおいてオーステナイト系ステンレス鋼とフェライト系ステンレス鋼の中間的な特性を有する鋼種が多い。

近年、Ｎｉ含有量が少なく経済性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を、オーステナイト系ステンレス鋼の代替として用いることがある。そのため、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の強度および延性の更なる向上が求められている。そこで、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒径、結晶粒の形などを制御することによって、強度および延性を向上させる技術が開発されている。

そのような技術の一つが加工誘起マルテンサイト変態による変態誘起塑性（ＴＲＩＰ：ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ−Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）の発現による伸びの向上である。加工誘起マルテンサイト変態とは、比較的柔らかいオーステナイト相が、加工によって比較的硬いマルテンサイト相に変態する現象である。

材料を引張試験すると、ある程度の均一伸びを示した後にくびれが発生し、変形がくびれ部に集中して破断に至る。加工によって加工誘起マルテンサイト変態が生じた場合、鋼中のマルテンサイト相は硬いので、くびれ部ではその後変形が進展しなくなる。その結果、材料の延性が向上するのである。

特許文献１には、Ｍｄ値とオーステナイト相の結晶粒径及びアスペクト比を規定し、ＴＲＩＰを発現しやすくして均一伸びを高めたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
また、特許文献２には、多パス圧延によってフェライトの集合組織を制御してリジング性を高めると共に、オーステナイト相率を規定することでＴＲＩＰを発現させて延性を高めたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
また、特許文献３には、元素量を調整することでオーステナイト相を準安定とし、変形時および衝撃時にＴＲＩＰを発現させることで加工性と耐衝撃性を高めたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。

特許文献１では、Ｍｄ値によってオーステナイト粒の安定度を規定するとともに、オーステナイト相の粒径を小さくし、アスペクト比を球形に近くすることでＴＲＩＰを発現しやすくさせて、均一伸びを高める技術が記載されている。しかし、特許文献１には、ＴＲＩＰの発現しない鋼において伸びを高める技術については記載されていない。

特許文献２では、オーステナイト相率を規定することでＴＲＩＰを発現させ、均一伸びを高める技術が記載されている。しかし、ＴＲＩＰの発現しない鋼において伸びを高める技術については記載されていない。

特許文献３では、元素量を調整することでオーステナイト相を準安定としＴＲＩＰを発現させることで加工性と衝撃吸収性を高める技術が記載されている。しかし、特許文献３には、ＴＲＩＰの発現しない鋼において伸びを高める技術については記載されていない。

以上のように、鋼の成分および金属組織の制御によってフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の延性を向上するための知見はある。しかし、従来の知見は、いずれもＴＲＩＰの発現を目的とした技術である。ＴＲＩＰが発現する鋼では、加工によって応力の残留が生じ、時効割れなどの問題が発生するため、熱処理などの工程が必要になる場合がある。そのため、ＴＲＩＰを発現せず、熱処理などの工程の必要がないステンレス鋼について、成形性向上が求められている。先に述べたように、特許文献１〜３には、ＴＲＩＰが発現しない鋼において、成形性を向上させる手法については一切記載がない。

特開２００９−５２１１５号公報 特開２００９−２０９４４８号公報 特開２００９−１９７３２６号公報

上記のような技術背景に鑑み、本発明は、加工誘起マルテンサイト変態によるＴＲＩＰの発現しない成分を有し、成形性が良好であるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、上記の課題に対し、ＴＲＩＰを発現しない鋼において、伸びを支配する金属組織因子を調査するために、以下の実験を行った。
まず、質量％でＮ：０．０５１〜０．３１０％を含有し、ＰＩ値が３０未満である１３種類の鋼を鋳造し、熱間圧延した後に、焼鈍と冷間圧延を行って鋼板を製造するにあたり、熱間圧延条件、焼鈍温度等の製造条件を変化させた。得られた鋼板は、Ｍｄ値が−３〜−１０６のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板であった。鋼の成分を表１に示す。また、得られた鋼板のＭｄ値を表２〜４に示す。表１および表４に示す成分番号１６は、Ｎの含有量が過剰な例である。成分番号１７はＭｄ値が−１０以上になった例である。

成形性の指標となる評価項目は、均一伸びと局部伸びを選択した。一般的な伸びの指標とされる破断伸びは、局所的な板厚減少（ネッキング）が生じるまでの均一伸びと、板厚減少が生じた後の局部伸びの和として表される。即ち、均一伸びを大きくすることは張り出し成形性などの向上に有効であり、局部伸びを大きくすることは曲げ性や穴拡げ性などの向上に有効である。全体的な成形性を向上させるためには、均一伸びと局部伸びの両方を高める必要がある。

フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼では、局部伸びの向上は難しい。しかし、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は、フェライト系ステンレス鋼に比べて破断強度が高いため、同程度の伸びでも破断抵抗が大きく、良い成形性が得られる。均一伸びおよび局部伸びの絶対値は高いほど成形性は高くなり、板厚が１ｍｍのフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板では、均一伸びが２０％以上、局部伸びが１０％以上あれば、比較的成形性がよいフェライト系ステンレス鋼と同程度の成形性を示すことになる。更に加工方法を工夫することで、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼であっても、オーステナイト系ステンレス鋼とほぼ同形状の加工を行うことが可能である。より好ましくは、均一伸びが２１％以上、局部伸びが１０．５％以上であるとよい。破断伸びおよび均一伸びの測定は、上記で得られた厚さ１ｍｍの鋼板から圧延方向に平行にＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した方法で行った。局部伸びは破断伸びと均一伸びの差として求めた。

また、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて組織中のオーステナイト粒内の化学組成を調査し、得られた化学組成よりオーステナイト相の安定度の指標であるＭｄ値を計算した。さらに、鋼板の組織形態を調査するために、圧延幅方向中心位置の圧延幅方向に垂直な断面（Ｌ断面）および板厚方向に垂直な断面（Ｚ断面）の金属組織を電子後方散乱解析像法（ＥＢＳＰ）により調査した。このＥＢＳＰによる調査では、Ｌ断面では相の同定、結晶粒径の測定、アスペクト比の測定を、Ｚ断面では相の同定、圧延方向に垂直な方向におけるフェライト／オーステナイト粒界の数を測定を行った。ＥＢＳＰより得られたデータを結晶粒ごとにフェライト粒（ＢＣＣ相）およびオーステナイト粒（ＦＣＣ相）に分類し、その境界を結晶粒界とした。また、同一の結晶構造を有する粒同士が隣接している場合は、隣接する測定点における結晶方位差が１５°以上の箇所については結晶粒界とみなした。結晶粒界を黒線で示した測定例を図１に示す。図１はＬ断面のＥＢＳＰ測定結果であり、図１（ａ）はＢＣＣ相を、図１（ｂ）はＦＣＣ相を白色表示で示す図である。オーステナイト粒（ＦＣＣ相）の各粒の投影面積円相当径及び最長径の長さをそれに直交する最大の径の長さで除した値の逆数としてアスペクト比を測定した。図２はＺ断面のＥＢＳＰ測定結果であり、図２（ａ）は冷延圧下率５０％の試料１−１を、図２（ｂ）は冷延圧下率８０％の試料２−１の結果を示す図である。図２ではＢＣＣ相を黒色、ＦＣＣ相を白色で示しており、結晶粒界は表示していない。

上記の実験結果について、オーステナイト相の粒径とアスペクト比に着目し、引張試験の均一伸びと局部伸びとの関係を調査した結果、ＴＲＩＰを発現しない鋼板では、その圧延幅方向に垂直な断面において、
（ｉ）オーステナイト相の結晶粒径が大きい場合に均一伸びが大きい。
（ｉｉ）オーステナイト相の形状が圧延方向に展伸している場合に局部伸びが大きい。
さらに、厚さ方向に垂直な断面において、
（ｉｉｉ）圧延方向に垂直な方向のフェライト／オーステナイト粒界数が多い場合に局部伸びが大きい。
という知見を得た。本発明は、上記知見に基づいて完成したものであり、その要旨は以下のとおりである。

＜１＞質量％で、Ｎ：０．０８０〜０．３００％を含有し、式（１）で表されるＰＩ値が３０未満のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板であって、
オーステナイト相中の化学組成より式（２）で計算されるＭｄ値が−１０℃未満であり、
鋼板の圧延幅方向に垂直な断面において、オーステナイト粒の投影面積円相当径の平均が１．０＋５．０×鋼板全体での窒素含有量（質量％）μｍ以上であり、
鋼板の圧延幅方向に垂直な断面におけるオーステナイト粒の全面積に対する、最長径の長さをそれに直交する方向での最大長さで除した値の逆数で表される形状アスペクト比が０．５未満であるオーステナイト粒の面積率および、鋼板の厚さ方向に垂直な断面において、圧延方向に垂直な方向１０００μｍ中におけるフェライト／オーステナイト相境界数から式（３）で求められるＦ値が１２０以上であり、
更に質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：１．００〜８．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ｃｒ：１７．０〜２５．０％、
Ｎｉ：０．１０〜６．００％、
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
ＰＩ値＝｛Ｃｒ｝＋３．３｛Ｍｏ｝＋１６｛Ｎ｝ ・・・（１）
Ｍｄ値＝５５１−４６２（｛Ｃ｝＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９［Ｎｉ］−２９［Ｃｕ］−１８．５［Ｍｏ］ ・・・（２）
Ｆ値＝１００×アスペクト比が０．５未満であるオーステナイト粒の面積率＋０．２８×フェライト／オーステナイト粒界数 ・・・（３）
［但し、式（１）から式（３）中の｛ ｝で囲まれた元素記号は、当該元素の鋼板全体での含有率（質量％）であり、［ ］で囲まれた元素記号は、当該元素のオーステナイト相中での含有量（質量％）であり、式（１）及び式（２）において当該元素を含有しない場合は０を代入する。］
＜２＞更に質量％で、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜２．５０％、Ｓｎ：１．００％以下、Ｗ：０．０１〜１．００％、Ｖ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする＜１＞に記載のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
＜３＞更に質量％で、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする＜１＞または＜２＞に記載のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
＜４＞更に質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．５０％以下、Ｔａ：０．００５０％以下、Ｇａ：０．００５０％以下、希土類元素：０．５０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする＜１＞〜＜３＞のいずれか一項に記載のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
＜５＞＜１＞乃至＜４＞のいずれか一項に記載のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、＜１＞乃至＜４＞のいずれか一項に記載の成分の鋼を連続鋳造し、得られた鋼片を１１５０℃〜１２５０℃に加熱し、すべてのパスでの圧下率が３５％以下であり、かつ仕上温度が９５０℃以上である熱間圧延を行い、熱間圧延によって得られた熱延板を１０５０℃〜１１５０℃で焼鈍し、冷延圧下率が５０％以上８０％以下である１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行ない、最終焼鈍を９２０＋ｒ＋３００×鋼板全体での窒素含有量（質量％）（℃）〜９４０＋ｒ＋３００×鋼板全体での窒素含有量（質量％）（℃）かつ保定終了から４００℃までの冷却速度を３０℃／ｓ超７０℃／ｓ未満にて行うことを特徴とするフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
ここで冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚−冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値であり、ｒは冷延圧下率と同値の温度（℃）である。ただし、冷間圧延を複数回行い、冷間圧延の間で中間焼鈍を行った場合は、ｒの計算に最終の冷間圧延の圧下率を用いる。

本発明によれば、ＴＲＩＰの発現しない成分系で成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス薄鋼板を得ることができる。したがって、時効割れ対策の熱処理やトリミングなどの追加工程を必要とせず、従来、多量のＮｉを含有したオーステナイト系ステンレス鋼板が用いられていた部品に適用でき、製品加工の効率の向上に大きく貢献するものである。

Ｌ断面の電子後方散乱解析像法（ＥＢＳＰ）の測定結果をＢＣＣ相およびＦＣＣ相に分類した図であって、（ａ）はＢＣＣ相を白色表示で示す図であり、（ｂ）はＦＣＣ相を白色表示で示す図である。 Ｚ断面の電子後方散乱解析像法（ＥＢＳＰ）の測定結果をＢＣＣ相およびＦＣＣ相に分類した図であって、（ａ）は冷延圧下率５０％の試料１−１の結果を示す図であり、（ｂ）は冷延圧下率８０％の試料２−１の結果示す図である。 オーステナイト粒の投影円相当径の平均と−５．０×鋼板全体での窒素含有量（質量％）で計算されるＸ_１（μｍ）と均一伸び（％）の関係を示すグラフである。 鋼板の圧延幅方向に垂直な断面におけるオーステナイト粒の全面積に対する、最長径の長さをそれに直交する方向での最大長さで除した値の逆数で表される形状アスペクト比が０．５未満であるオーステナイト粒の面積率と鋼板の厚さ方向に垂直な断面において、圧延方向に垂直な方向１０００μｍ中におけるフェライト／オーステナイト相境界数から式（３）で求められるＦ値と局部伸び（％）の関係を示すグラフである。

以下に本発明を詳細に説明する。なお、特に注記しない限り、本明細書において元素含有量の％は質量％を意味する。

本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は、Ｎを０．０８０〜０．３００％含有するものである。Ｎはオーステナイト相の安定度に大きな影響を及ぼす元素である。また、Ｎは、固溶して存在した場合に耐食性を向上させる効果を持つ。従ってＮは、０．０８０％以上添加することとする。但し、Ｎを０．３００％超添加した場合は、均一伸びおよび局部伸びが低下する場合が認められる。また、Ｎを０．３００％超添加すると、Ｃｒ窒化物が析出しやすくなって耐食性の低下をもたらす。従ってＮは０．３００％以下がよい。Ｎの好ましい添加量は０．１５０〜０．２５０％の範囲である。
なお、Ｎは均一伸び、局部伸びに大きな影響を及ぼす元素である。したがって、Ｎの成分範囲とＮの含有量に応じた製造条件のみを規定すれば本発明の成形性向上効果が得られるため、それ以外の元素については適宜元素種とその含有量を選択すれば良い。

（ＰＩ値：３０未満）
ＰＩ値は、ステンレス鋼板の耐孔食性を示す一般的な指標であり、鋼板の平均組成から下式（１）で計算される。ＰＩ値が３０以上では、鋼板が硬質化して加工性を損なうとともに、合金コストが高くなるため、３０未満を上限とする。下限は特に規定する必要はないが、ＳＵＳ３０４相当の耐食性を得るためには２０以上が望ましい。より望ましくは２３以上である。

ＰＩ値＝｛Ｃｒ｝＋３．３｛Ｍｏ｝＋１６｛Ｎ｝ ・・・（１）
ただし、（１）式中の｛ ｝で囲まれた元素記号は、鋼板全体での平均含有量（質量％）を意味する。

（オーステナイト相中の化学組成より計算されるＭｄ値：−１０℃未満）
Ｍｄ値は、オーステナイト粒の安定性の指標であり、下式（２）で計算される。Ｍｄ値が小さいとＴＲＩＰは発現しにくくなる。Ｍｄ値が−１０以上の鋼板は、Ｍｄ値が−１０℃未満の鋼板に比べて均一伸びが著しく大きくなり、また、最終製品を絞り比２．２で円筒絞り加工を行なうと４８時間以内に時効割れが生じる。これはＴＲＩＰの発現によるものであると考えられる。したがって、Ｍｄ値は−１０℃未満であることが好ましい。より好ましくはＭｄ値は−２０℃未満である。下限は特に規定する必要はないが、Ｍｄ値を低下させるには合金元素の添加が必要であるため、製造コストの観点からは、Ｍｄ値の下限は−２００℃超とすることが望ましい。

Ｍｄ値＝５５１−４６２（｛Ｃ｝＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９［Ｎｉ］―２９［Ｃｕ］−１８．５［Ｍｏ］ ・・・（２）
ただし、（２）式中の［ ］は鋼板のオーステナイト相中の組成（質量％）であり、｛ ｝は鋼板全体の平均組成（質量％）である。

Ｍｄ値の計算の基となるオーステナイト相中の化学組成は、例えば、ＥＰＭＡにより測定される。上記のＭｄ値の計算式における［ ］は、ＥＰＭＡで測定されたオーステナイト相中の各元素の含有量（質量％）であってもよい。ただし、ＣについてはＥＰＭＡでの測定が困難であるため、オーステナイト相中の組成でなく、鋼板全体での含有量（重量％）を用いることが好ましい。

（オーステナイト粒の平均結晶粒径：１．０＋５．０×鋼板全体での窒素含有量（質量％）μｍ以上）
本発明において、オーステナイト粒の平均結晶粒径は、Ｌ断面（圧延方向に平行な面を板幅方向から観察した面）のＥＢＳＰ測定により、オーステナイト粒の投影円相当径の測定結果から求める。本発明では、オーステナイト粒の平均結晶粒径を大きくすることで、良好な均一伸びが得られることを見出している。一方で窒素は、鋼の強度を増加し伸びを減少させる元素であるから、良好な均一伸びを得るためには窒素含有量に応じてオーステナイト粒の平均結晶粒径を制御する必要がある。オーステナイト粒の投影円相当径の平均（μｍ）から５．０×鋼板全体の窒素含有量（質量％）を引いた値Ｘ_１と均一伸び（％）の関係を調査した結果を図３に示す。図３中の黒塗り記号は、表１の成分番号１〜１５、半黒塗り記号は成分番号１６、白抜き記号は成分番号１７の試料である。Ｘ_１が１．０以上の場合、均一伸びが２０％以上となるため、オーステナイト粒の平均結晶粒径は１．０＋５．０×鋼板全体での窒素含有量（質量％）μｍ以上が好ましい。より好ましくは１．２＋５．０×鋼板全体での窒素含有量（質量％）μｍ以上である。また、平均結晶粒径の上限は特に規定する必要はないが、平均結晶粒径を大きくすると強度が低下するため、２０μｍ未満が望ましい。

（鋼板の圧延幅方向に垂直な断面における形状アスペクト比が０．５未満であるオーステナイト粒の面積率および、鋼板の厚さ方向に垂直な断面において、圧延方向に垂直な方向１０００μｍに含まれるフェライト／オーステナイト粒界数から式（３）で求められるＦ値が１２０以上）
本発明においては、Ｌ断面（圧延方向に平行な面を板幅方向から観察した面）のＥＢＳＰ測定により各オーステナイト粒のアスペクト比およびＺ断面（厚さ方向に垂直な面）のＥＢＳＰ測定により圧延方向に垂直な方向１０００μｍに含まれるフェライト／オーステナイト相境界数を測定した結果より、形状アスペクト比が０．５未満であるオーステナイト粒が全オーステナイトに占める割合と相境界数および鋼板全体での窒素含有量（質量％）を用いて、下式（３）で計算されるＦ値が１２０以上で、良好な局部伸びが得られることを見出している。

Ｆ値＝１００×アスペクト比が０．５未満であるオーステナイト粒の面積率＋０．２８×フェライト／オーステナイト粒界数・・・（３）

式（３）において、形状アスペクト比は、各粒の最長径の長さをそれに直交する最大の径の長さで除した値の逆数とする。したがって形状アスペクト比の上限は１となる。フェライト／オーステナイト相境界数は圧延方向に垂直な方向１０００μｍに含まれる相境界の数である。Ｆ値と局部伸び（％）との関係を調査した結果を図４に示す。図４中の黒塗り記号は、表１の成分番号１〜１５、半黒塗り記号は成分番号１６、白抜き記号は成分番号１７の試料である。図３より、Ｆ値が１２０以上のときに１０％以上の局部伸びが得られることがわかる。また、Ｆ値が大きいほど局部伸びが大きくなる傾向が認められる。Ｆ値は、より好ましくは１３０以上である。

平均結晶粒径及び形状アスペクト比を測定する結晶粒数は１００個以上とする。また、フェライト／オーステナイト相境界数の測定回数は１０回以上とする。本発明においてはオーステナイト粒の粒径の粗大化によって均一伸びが向上し、形状アスペクト比が０．５未満の粒の面積率およびフェライト／オーステナイト相境界数が大きくなると局部伸びが向上することが明らかとなっているが、この理由については現段階では不明である。しかし、均一伸びの向上の理由としては粒径の粗大化による強度の減少が考えられ、局部伸びの向上の理由としては形状アスペクト比が０．５未満の粒およびフェライト／オーステナイト相境界がボイドの連結を抑制し破断の抵抗となることが考えられる。

上述したように、本発明においては、Ｎ含有量以外の鋼成分組成は、適宜設定することが可能である。そのため、Ｎ以外の元素やその含有量は何ら限定されるものではない。以下、本発明に係るフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の好ましい成分組成について説明する。

本発明に係るフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の好ましい一例として、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：１．００〜８．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：１７．０〜２５．０％、Ｎｉ：０．１０〜６．００％、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板を例示できる。

（Ｃ：０．０５０％以下）
Ｃは、Ｎと同様にオーステナイト相の安定度に大きな影響を及ぼす元素である。０．０５０％超のＣを添加すると、鋼板の均一伸びおよび局部伸びが低下する場合がある。また、０．０５０％超のＣを添加すると、Ｃｒ炭化物の析出を促進するために粒界腐食の発生をもたらす。従って、Ｃの添加量は０．０５０％以下とするのが好ましく、より好ましくは０．０４０％以下である。また、耐食性の点からＣは低くするほうが好ましいが、現存の製鋼設備ではＣ量を０．００２％以下に低下させるには大きなコスト増加を招くため、Ｃは０．００２％以上であることが好ましい。

（Ｓｉ：２．００％以下）
Ｓｉは脱酸元素として使われたり、耐酸化性向上のために添加されたりする場合がある。しかし、２．００％超のＳｉの添加は、鋼板の硬質化をもたらし、均一伸びが低下する。従ってＳｉは２．００％以下とするのが好ましく、１．５０％以下がより好ましく、１．００％以下が更に好ましい。またＳｉ量を極少量まで低減するためには鋼の精錬時のコスト増加を招くため、Ｓｉは０．０３％以上がよい。

（Ｍｎ：１．００〜８．００％）
Ｍｎは、オーステナイト相に濃化し、Ｍｄ値を変化させるのに重要な役割を持つ。しかし、Ｍｎの多量の添加は均一伸びを低下させ、また、耐食性や熱間加工性を低下させる。従って、Ｍｎ量は８．００％以下とするのが好ましく、６．００％以下とすることがより好ましい。また、Ｍｎ量を１．００％未満とするには、鋼の精錬工程におけるコストの増加とＭｄ値の増加とを招くため、Ｍｎ量は１．００％以上とするのが好ましく、３．００％以上とすることがより好ましい。

（Ｐ：０．０５０％以下）
Ｐは、不可避的に混入する元素であり、またＣｒなどの原料にも含有されているため、低減することが困難であるが、Ｐを多量に含有すると成形性を低下させる。Ｐ量は少ないほど好ましく、０．０５０％以下とするのが好ましく、０．０４０％以下とすることがより好ましい。

（Ｓ：０．０５０％以下）
Ｓは不可避的に混入する元素であり、Ｍｎと結合して介在物をつくり、発銹の基点となる場合がある。従ってＳは、０．０５０％以下とするのが好ましい。Ｓ量は低いほど耐食性が向上するので、０．００３０％以下とすることがより好ましい。

（Ｃｒ：１７．０〜２５．０％）
Ｃｒは耐食性を確保するために必要な元素であり、１７．０％以上の添加が好ましい。しかし、Ｃｒの多量の添加は熱間加工割れをもたらしたり、精錬工程のコスト増加につながったりするため、上限を２５．０％とするのが好ましい。Ｃｒ量はより好ましくは２０．０〜２３．０％であり、更に好ましくは２１．０〜２２．０％である。

（Ｎｉ：０．１０〜６．００％以下）
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、オーステナイト相の安定度を調整するために重要な元素である。また、Ｎｉは窒化物の析出を抑制し、耐食性を向上させる効果を持つ。従ってＮｉは０．１０％以上添加することが好ましく、１．００％以上添加することがより好ましい。一方、６．００％を超えるＮｉの添加は、原料コストの増加をもたらし、またオーステナイト相率が高くなることで応力腐食割れなどの問題が生じる可能性があるため、Ｎｉは６．００％以下とするのが好ましく、３．００％以下とするのがより好ましく、２．００％以下とするのが更に好ましい。

更に、本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は、耐食性を向上させるために、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖの中から一種または二種以上を任意で添加することができる。

（Ｃｕ：０．１０〜３．００％）
Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、Ｍｄ値を調整するために重要な元素である。また、Ｃｕは窒化物の析出を抑制し耐食性を向上する効果を持つ。従ってＣｕは０．１０％以上添加してもよい。ただし、３．００％を超えるＣｕの添加は減量コストの増加をもたらし、また熱間加工性を悪化させる。そのため、Ｃｕは３．００％以下が好ましく、１．５％以下がより好ましい。

（Ｍｏ：０．１０〜２．５０％）
Ｍｏは耐食性を向上させる元素であるため、０．１０％以上添加してもよい。ただし、Ｍｏの添加量が２．５０％を超えると、原料コストが大きく増加するため、Ｍｏは２．５０％以下が好ましく、１．００％以下がより好ましい。

（Ｓｎ：１．００％以下）
Ｓｎは耐食性を向上させる元素である。０．０３０％以上のＳｎの添加で効果が発揮されるため、これを下限とすることが好ましい。ただし、Ｓｎが１．００％を超えると熱間加工性を悪化させるため、これを上限とすることが好ましい。

（Ｖ：０．０１〜１．００％）
Ｖは耐食性を向上させる元素であるため、０．０１％を下限として添加しても良い。ただし、Ｖが１．００％を超えると圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなるためこれを上限とする。Ｖのより好ましい上限は０．５０％以下である。

（Ｗ：０．０１〜１．００％）
Ｗは耐食性を向上させる元素であるため、０．０１％を下限として添加しても良い。ただし、Ｗが１．００％を超えると圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなるためこれを上限とする。Ｗのより好ましい上限は０．５０％以下である。

更に、本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は、熱間加工性および成形性を更に向上させるために、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂの中から一種または二種以上を任意で添加することができる。

（Ｎｂ：０．５０％以下）
Ｎｂは、溶接熱影響部の粗大化を防止する効果があるため、添加してもよい。Ｎｂの効果を発揮するためには０．００５％以上の添加が必要であるため、これを下限として添加してもよい。ただし、Ｎｂの０．５０％超の添加は、均一伸びおよび局部伸びを低下させるので、Ｎｂは０．５０％以下がよい。

（Ｔｉ：０．５０％以下）
ＴｉはＮｂと同様に、溶接熱影響部の粗大化を防止したり、さらには凝固組織を微細等軸晶化する効果がある。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉは０．００５％以上添加することが好ましい。ただし、０．５０％超のＴｉの添加は、均一伸びおよび局部伸びを低下させるため、Ｔｉは０．５０％以下がよい。

（Ｂ：０．００５０％以下）
Ｂは、熱間加工性を向上させる効果を持ち、添加される場合がある。これらの効果を発揮するためには、Ｂは０．０００３％以上の添加が好ましい。しかし、Ｂが０．００５０％を超えると耐食性が著しく劣化するため、Ｂは０．００５０％以下が好ましく、より好ましくは０．００３０％以下である。

更に、本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は、精錬時に脱酸や脱硫を行うために、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔａ、Ｇａ、希土類元素の中から一種または二種以上を任意で添加することができる。

（Ｃａ：０．００５０％以下）
Ｃａは脱硫、脱酸のために若干添加されることがある。０．０００１％以上のＣａの添加で効果が発揮されるため、これを下限として添加してもよい。但し、０．００５０％超のＣａの添加によって熱間加工割れが生じやすくなり、また耐食性が低下するため、Ｃａは０．００５０％以下がよい。

（Ｍｇ：０．００５０％以下）
Ｍｇは、脱酸だけでなく、凝固組織を微細化する効果を持ち、添加される場合がある。これらの効果を発揮するためには、０．０００１％以上のＭｇの添加が必要であり、これを下限として添加すればよい。また０．００５０％超のＭｇの添加は製鋼工程でのコスト増加をもたらすため、Ｍｇは０．００５０％以下がよい。

（Ａｌ：０．５０％以下）
Ａｌは、脱硫、脱酸のために若干添加されることがある。０．００３０％以上のＡｌの添加によって効果が発揮されるため、これを下限として添加すればよい。ただし、０．５０％超の添加によって製造疵の増加ならびに原料コストの増加を招くため、０．５０％以下がよい。

（Ｔａ：０．０５０％以下）
Ｔａは介在物の改質により耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて添加されることがある。０．００１％以上のＴａの添加によって効果が発揮されるため、これを下限として添加すれば良い。ただし、０．０５０％超のＴａの添加は、常温延性の低下や靱性の低下を招くため、０．０５０％以下が好ましく、より好ましくは０．０２０％以下である。

（Ｇａ：０．０５０％以下）
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化を抑制する元素であり、必要に応じて添加されることがある。０．００１％以上のＧａの添加によって効果が発揮されるため、これを下限として添加すれば良い。ただし、０．０５０％超のＴａの添加は、加工性の低下を招くため、０．０５０％以下が好ましく、より好ましくは０．０２０％以下である。

（希土類元素：０．５０％以下）
希土類元素は、Ｓｃ、ＹおよびＬａ〜Ｌｕまでの１５元素（ランタノイド）の総称であり、熱間加工性を向上させるために添加されることがある。希土類元素の添加量が合計０．００５％以上の添加によって効果が発揮されるため、これを下限として添加してもよい。しかし、希土類元素の添加量が合計０．５０％を超えると製造性を損なうとともにコスト増加をもたらすため、上限は０．５０％とする。より好ましい希土類元素の添加範囲は、０．０２０〜０．２０％である。

次に本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。前述のように良好な均一伸びを得るためには金属組織を制御する必要があるが、そのような金属組織は、鋼の化学組成と、適切な製造条件とを組み合わせることで実現できる。

熱間圧延素材としては連続鋳造により得られた鋼片を用いる。鋼片の組成は、先に説明した成分組成を有する鋼であればよい。熱間圧延前の加熱温度は１１５０℃〜１２５０℃とする。加熱温度が１１５０℃未満であると熱間圧延中に耳割れが生じてくるため、これを下限とする。また加熱温度が１２５０℃超になると、加熱炉内で鋼片が変形したり、熱延時に疵が生じやすくなったりするため、加熱温度は１２５０℃以下とする。加熱温度のより好ましい範囲は１１８０℃〜１２２０℃である。

熱間圧延は、すべてのパスにおいて圧下率を３５％以下とし、最終仕上げ温度を９５０℃以上に制御する。本発明において良好な均一伸びを得るためには、オーステナイト粒の粒径を大きくする必要がある。従って、熱間圧延工程でオーステナイト粒の粒径を大きくすることが必要となる。圧下率が３５％超のパスが１パス以上あったり、または仕上げ温度が９５０℃未満である場合、冷延焼鈍後の金属組織においてオーステナイト粒径が１．０＋５．０×鋼板全体での窒素含有量（質量％）μｍ未満となり、引張試験時の均一伸びが不十分となる。より好ましくはすべてのパスで圧下率を３４％以下とし、最終仕上げ温度を９８０℃以上とする。なお、圧下率３５％を満たしていれば、それぞれのパスにおいて圧下率が異なっていてもよいし、すべてのパスの圧下率が同じでもよい。

熱間圧延後の熱延板の焼鈍温度は、１０５０℃〜１１５０℃とする。焼鈍温度が１０５０℃未満の場合には、冷延、焼鈍後のオーステナイト粒径が１．０＋５．０×鋼板全体での窒素含有量（質量％）μｍ未満となり、引張試験時の均一伸びが低下する。また焼鈍温度が１１５０℃超の場合には、冷延、焼鈍後のアスペクト比が０．５未満のオーステナイト粒の面積率が減少するため式（３）で計算されるＦ値が１２０未満となり、引張試験時の局部伸びが低下する。焼鈍温度のより好ましい範囲は１０５０℃〜１１００℃である。

焼鈍後に冷延圧下率が５０％以上８０％以下である冷間圧延を行う。冷間圧延は１回だけでもよく、２回行ってもよい。冷間圧延を２回行う場合は、冷間圧延の間で中間焼鈍を行ってもよい。中間焼鈍を行う場合、すべての冷間圧延で圧下率を５０％以上８０％以下とする必要がある。冷延圧下率が５０％未満の冷間圧延が一回以上ある場合はフェライト／オーステナイト相境界数が減少するため式（３）で計算されるＦ値が１２０未満となり、引張試験時の局部伸びが低下する。冷間圧下率が８０％超の冷間圧延が一回以上ある場合は粒径が小さくなるため引張試験時の均一伸びが低下する。冷間圧下率のより好ましい範囲は、６０%以上７５%以下である。ここで冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚−冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値である。ただし、中間焼鈍を行った場合は、冷延前の板厚として中間焼鈍後の板厚を用いる。中間焼鈍温度は、熱間圧延後の熱延板に対する焼鈍と同じように、１０５０℃〜１１５０℃とする必要がある。中間焼鈍温度が１０５０℃未満の場合には、冷延、焼鈍後のオーステナイト粒の粒径が１．０＋５．０×鋼板全体での窒素含有量（質量％）μｍ未満となり、引張試験時の均一伸びが低下する。また中間焼鈍温度が１１５０℃超の場合には、冷延、焼鈍後のオーステナイト粒のアスペクト比が０．５未満の粒の割合が減少するため式（３）で計算されるＦ値が１２０未満となり、引張試験時の局部伸びが低下する。中間焼鈍温度のより好ましい範囲は１０５０℃〜１１００℃である。

冷間圧延後の冷延鋼板に対して、最終焼鈍を行う。最終焼鈍温度は冷延圧下率と窒素含有量に応じて、９２０＋ｒ＋３００×鋼板全体での窒素含有量（質量％）（℃）〜９４０＋ｒ＋３００×鋼板全体での窒素含有量（質量％）（℃）で実施する。ここでｒは冷延圧下率と同値の温度（℃）であり、冷延圧下率は（冷延前の板厚−冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値である。ただし、冷間圧延を複数回行い、冷間圧延の間で中間焼鈍を行った場合は、最終の冷間圧延の圧下率を用いる。

冷延圧下率が高い場合、導入される転位が多くなるためオーステナイト粒経は小さくなる傾向にあり、一方で、フェライト／オーステナイト粒界数およびアスペクト比０．５未満のオーステナイト粒の面積率は増える、すなわちＦ値は大きくなる傾向にある。また、冷延圧下率が低い場合、導入される転位が少なくなるためオーステナイト粒経は大きくなる傾向にあり、一方で、フェライト／オーステナイト粒界数およびアスペクト比０．５未満のオーステナイト粒の面積率は減る、すなわちＦ値は小さくなる傾向にある。焼鈍温度が高い場合は、低い場合に比べて粒径は大きくなり、アスペクト比０．５未満のオーステナイト粒の面積率は小さくなる。さらに、窒素含有量が多い場合は鋼板の強度が高くなることによって、均一伸びが減少するため、焼鈍温度を高くしオーステナイト粒径を大きくする必要がある。一方で、窒素含有量が多い場合は細かなオーステナイト相が多く析出し、フェライト／オーステナイト粒界数が増えるため焼鈍温度を高くしてもＦ値はそれほど低下しない。窒素含有量が低い場合はその逆である。したがって、良好な均一伸びと局部伸びを同時に得るために、冷間圧延後の焼鈍温度を、冷間圧延の圧下率と鋼板の窒素含有量に応じて調整する必要がある。

最終焼鈍温度が規定範囲内の場合は良好な均一伸び、局部伸びが得られている。最終焼鈍温度が規定範囲より低温の場合、オーステナイト相の粒径が１．０＋５．０×鋼板全体での窒素含有量（質量％）μｍ未満となるため均一伸びが低下する。最終焼鈍温度が規定範囲より高温の場合、アスペクト比０．５未満の粒の割合が低下するため、式（３）で計算されるＦ値が１２０未満となり、局部伸びが低下する。最終焼鈍温度のより好ましい範囲は９２５＋ｒ＋３００×鋼板全体での窒素含有量（質量％）（℃）〜９３５＋ｒ＋３００×鋼板全体での窒素含有量（質量％）（℃）である。

熱延板に対する焼鈍、中間焼鈍および最終焼鈍の均熱時間は適宜設定できる。代表的には５〜３００秒である。

最終焼鈍の均熱終了から４００℃までの冷却速度は３０℃／ｓ超７０℃／ｓ未満とする。保定後の冷却速度が７０℃／ｓ以上であると、冷却過程で元素が十分に拡散できないためオーステナイト粒の成分にばらつきが生じる。その結果、Ｍｄ値が−１０℃を超えるオーステナイト粒でＴＲＩＰが発現し、最終製品を絞り比２．２で円筒絞り加工をおこなうと４８時間以内に時効割れが生じる。保定後の冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、介在物の析出により耐食性、靭性が低下する。なお、生産性や酸洗性を考慮すると冷却速度は４０〜６０℃／ｓｅｃが望ましく、冷却方法は気水冷却、水冷など適宜選択すれば良い。

本実施形態のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板によれば、ＴＲＩＰの発現しない成分系で成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板を得ることができる。
また、本実施形態のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板は、Ｎｉの含有量が０．１０〜６．００％であって比較的少量であり、多量のＮｉを含有せずにＴＲＩＰを発現させないようにできる。
したがって、時効割れ対策の熱処理やトリミングなどの追加工程を必要とせず、従来、多量のＮｉを含有したオーステナイト系ステンレス鋼板が用いられていた部品に適用でき、製品加工の効率の向上に大きく貢献するものである。

表１に示す化学組成の鋼を溶製して鋼片とし、熱間圧延、熱延板の焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍の工程を経て、１．０ｍｍ厚の鋼板を作製した。鋼板を製造するにあたり、金属組織を変化させるために、熱間圧延前の加熱温度、熱間圧延のパススケジュール、熱延最終仕上温度、熱延板の焼鈍温度、中間焼鈍温度、冷延圧下率、最終焼鈍温度を変化させた。

そして、得られた製品板に対して引張試験を実施し、均一伸びおよび局部伸びを測定した。また、得られた製品板の金属組織についてＥＰＭＡ測定を行い、オーステナイト相の組成を同定し、オーステナイト相のＭｄ値を求めた。さらに鋼板／Ｌ断面の金属組織より、ＥＢＳＰによる相の同定、オーステナイト粒の粒径及びアスペクト比の調査を実施し、鋼板Ｚ／断面の金属組織よりＥＢＳＰによる相の同定及び圧延幅方向のフェライト／オーステナイト相境界数の調査を実施した。各条件は前述のとおりである。
表２〜４に製造条件およびこれらの測定結果を示す。

なお、表１、表２中の符号は下記に示すとおりである。
ＰＩ値：鋼の平均組成から下記式で計算される値。
ＰＩ値＝｛Ｃｒ｝＋３．３｛Ｍｏ｝＋１６｛Ｎ｝
ここで｛ ｝は平均組成（質量％）である。
Ｔ_１：熱延前加熱温度（℃）
Ｎ ：熱間圧延工程において、３５％超の圧下率を有する圧下の回数。
Ｔ_２：熱延最終仕上温度（℃）
ＨＡ：熱延板焼鈍温度（℃）もしくは、中間焼鈍を行った場合は中間焼鈍温度（℃）
ＦＡ：最終焼鈍温度（℃）
冷延率：冷延圧下率（％）
Ｖ ：最終焼鈍における保定終了から４００℃までの冷却速度（℃／ｓ）
Ｍｄ値：オーステナイト相中の組成（Ｃのみ平均組成）より、下記式で計算される値。
Ｍｄ値＝５５１−４６２（｛Ｃ｝＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９［Ｎｉ］−２９Ｃｕ−１８．５［Ｍｏ］
上記式において［ ］はオーステナイト相中の当該元素の含有量（質量％）であり、｛ ｝は鋼全体の当該元素の平均含有量（質量％）である。
Ｘ_１：オーステナイト相の粒径−５．０×鋼板全体での窒素含有量（質量％）（μｍ）
Ｆ値：Ｌ断面においてアスペクト比が０．５％未満のオーステナイト粒の面積が全オーステナイト粒の面積に占める割合とＺ断面において圧延方向に垂直な方向１０００μｍ中におけるフェライト／オーステナイト相境界数より下記式で計算される値。
Ｆ値＝１００×アスペクト比が０．５未満であるオーステナイト粒の面積率＋０．２８×フェライト／オーステナイト相境界数
製造性：熱延の際に耳割れ・疵が生じた試料、または最終製品を絞り比２．２で円筒絞りを行ない、４８時間経過した段階で時効割れが生じた試料を、×印で示した。

試料１−１は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料１−２は最終焼鈍温度（ＦＡ）が高いため、Ｆ値が本発明から外れた。試料１−３は熱延最終仕上温度（Ｔ_２）が低いため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。

試料２−１は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料２−２は最終焼鈍温度（ＦＡ）が低いため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。試料２−３は最終焼鈍温度（ＦＡ）が高いため、Ｆ値が本発明から外れた。試料２−４は３５％超の圧下率を有する圧下の回数（Ｎ）が１回あるため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。

試料３−１、３−２は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料３−３は最終焼鈍での保定終了から４００℃までの冷却速度（Ｖ）が速いため、製造性に問題が生じた。試料３−４は最終焼鈍温度（ＦＡ）が高いため、Ｆ値が本発明から外れた。

試料４−１、４−２は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料４−３、４−４は冷延率が低いため、Ｆ値が本発明から外れた。

試料５−１、５−２は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料５−３は熱間圧延前の加熱温度（Ｔ_１）が高いため、製造性に問題が生じた。試料５−４は熱延最終仕上温度（Ｔ_２）が低いため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。

試料６−１は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料６−２は３５％超の圧下率を有する圧下の回数（Ｎ）が１回あるため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。試料６−３は冷延率が低いため、Ｆ値が本発明から外れた。試料６−４は冷延率が高いためオーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。

試料７−１、７−２は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料７−３は熱延板の焼鈍温度（ＨＡ）が低いため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。試料７−４は熱間圧延前の加熱温度（Ｔ_１）が低いため、製造性に問題が生じた。

試料８−１は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料８−２は最終焼鈍での保定終了から４００℃までの冷却速度（Ｖ）が速いため、製造性に問題が生じた。試料８−３は熱延板の焼鈍温度（ＨＡ）が高いため、Ｆ値が本発明から外れた。試料８−４は最終焼鈍温度（ＦＡ）が低いため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。

試料９−１は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料９−２は熱延板の焼鈍温度（ＨＡ）が低いため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。試料９−３は熱間圧延前の加熱温度（Ｔ_１）が低いため、製造性に問題が生じた。

試料１０−１、１０−２は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料１０−３は熱間圧延前の加熱温度（Ｔ_１）が低いため、製造性に問題が生じた。試料１０−４は熱延板の焼鈍温度（ＨＡ）が高いため、Ｆ値が本発明から外れた。

試料１１−１は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料１１−２は熱延板の焼鈍温度（ＨＡ）が高いため、Ｆ値が本発明から外れた。試料１１−３は３５％超の圧下率を有する圧下の回数（Ｎ）が１回あるため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。試料１１−４は最終焼鈍温度（ＦＡ）が高いためＦ値が本発明から外れた。

試料１２−１、１２−２は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料１２−３は熱延最終仕上温度（Ｔ_２）が低いため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。試料５−４は最終焼鈍温度（ＦＡ）が低いため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。

試料１３−１、１３−２は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料１３−３は熱間圧延前の加熱温度（Ｔ_１）が高いため、製造性に問題が生じた。試料１３−４は最終焼鈍での保定終了から４００℃までの冷却速度（Ｖ）が速いため、製造性に問題が生じた。

試料１４−１は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料１４−２は最終焼鈍温度（ＦＡ）が低いため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。試料１４−３は熱間圧延前の加熱温度（Ｔ_１）が低いため、製造性に問題が生じた。

試料１５−１、１５−２は本発明例であり、良好な均一伸び、局部伸びが得られている。試料１５−３は３５％超の圧下率を有する圧下の回数（Ｎ）が１回あるため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。試料１５−４は冷延率が高いため、オーステナイト相の粒径（Ｘ_１）が本発明から外れた。

試料１６−１、１６−２、１６−３はいずれも成分系が本発明範囲を満足しないため、良好な均一伸びおよび局部伸びが得られなかった。

試料１７−１、１７−２、１７−３はいずれもＭｄ値が本発明範囲を満足しないため、製造性に問題が生じた。

以上説明したように、本発明例では良好な製造性、均一伸びおよび局部伸びが得られた。一方、比較例ではＴ_１またはＭｄ値または最終焼鈍での冷却速度が条件を満足しておらず製造性に問題が生じるか、Ｔ_２、オーステナイト相の粒径Ｘ_１またはＬ断面においてアスペクト比が０．５％未満のオーステナイト粒が全オーステナイト粒に占める割合とＺ断面において圧延方向に垂直な方向１０００μｍ中におけるフェライト／オーステナイト相境界数より計算されるＦ値が条件を満足しておらず、均一伸びまたは局部伸びが低くなった。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｎ：０．０８０〜０．３００％を含有し、式（１）で表されるＰＩ値が３０未満のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板であって、
   オーステナイト相中の化学組成より式（２）で計算されるＭｄ値が−１０℃未満であり、
   鋼板の圧延幅方向に垂直な断面において、オーステナイト粒の投影面積円相当径の平均が１．０＋５．０×鋼板全体での窒素含有量（質量％）μｍ以上であり、
   鋼板の圧延幅方向に垂直な断面におけるオーステナイト粒の全面積に対する、最長径の長さをそれに直交する方向での最大長さで除した値の逆数で表される形状アスペクト比が０．５未満であるオーステナイト粒の面積率および、鋼板の厚さ方向に垂直な断面において、圧延方向に垂直な方向１０００μｍ中におけるフェライト／オーステナイト相境界数から式（３）で求められるＦ値が１２０以上であり、
   更に質量％で、
   Ｃ：０．０５０％以下、
   Ｓｉ：２．００％以下、
   Ｍｎ：１．００〜８．００％、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｓ：０．０５０％以下、
   Ｃｒ：１７．０〜２５．０％、
   Ｎｉ：０．１０〜６．００％、
   を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
   ＰＩ値＝｛Ｃｒ｝＋３．３｛Ｍｏ｝＋１６｛Ｎ｝ ・・・（１）
   Ｍｄ値＝５５１−４６２（｛Ｃ｝＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９［Ｎｉ］−２９［Ｃｕ］−１８．５［Ｍｏ］ ・・・（２）
   Ｆ値＝１００×アスペクト比が０．５未満であるオーステナイト粒の面積率＋０．２８×フェライト／オーステナイト粒界数 ・・・（３）
   ［但し、式（１）から式（３）中の｛ ｝で囲まれた元素記号は、当該元素の鋼板全体での含有率（質量％）であり、［ ］で囲まれた元素記号は、当該元素のオーステナイト相中での含有量（質量％）であり、式（１）及び式（２）において当該元素を含有しない場合は０を代入する。］
2. 更に質量％で、
   Ｃｕ：０．１０〜３．００％、
   Ｍｏ：０．１０〜２．５０％、
   Ｓｎ：１．００％以下、
   Ｗ：０．０１〜１．００％、
   Ｖ：０．０１〜１．００％
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
3. 更に質量％で、
   Ｎｂ：０．５０％以下、
   Ｔｉ：０．５０％以下、
   Ｂ：０．００５０％以下
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
4. 更に質量％で、
   Ｃａ：０．００５０％以下、
   Ｍｇ：０．００５０％以下、
   Ａｌ：０．５０％以下、
   Ｔａ：０．００５０％以下、
   Ｇａ：０．００５０％以下、
   希土類元素：０．５０％以下
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板。
5. 請求項１乃至４のいずれか一項に記載のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
   請求項１乃至４のいずれか一項に記載の成分の鋼を連続鋳造し、
   得られた鋼片を１１５０℃〜１２５０℃に加熱し、すべてのパスでの圧下率が３５％以下であり、かつ仕上温度が９５０℃以上である熱間圧延を行い、
   熱間圧延によって得られた熱延板を１０５０℃〜１１５０℃で焼鈍し、
   冷延圧下率が５０％以上８０％以下である１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行ない、
   最終焼鈍を９２０＋ｒ＋３００×鋼板全体での窒素含有量（質量％）（℃）〜９４０＋ｒ＋３００×鋼板全体での窒素含有量（質量％）（℃）かつ保定終了から４００℃までの冷却速度を３０℃／ｓ超７０℃／ｓ未満にて行うことを特徴とするフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
   ここで冷延圧下率（％）は、（冷延前の板厚−冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００で計算される値であり、ｒは冷延圧下率と同値の温度（℃）である。ただし、冷間圧延を複数回行い、冷間圧延の間で中間焼鈍を行った場合は、ｒの計算に最終の冷間圧延の圧下率を用いる。

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