JP6226111B1 - マルテンサイト系ステンレス鋼板 - Google Patents
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Abstract
質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２０％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：０．０１０％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、Ｚｒ：０．００５％以上０．５０％以下およびＮ：０．０３０％以上０．２０％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成とする。
Description
本発明は、強度と加工性、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板に関するものである。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
しかし、特許文献１〜８のステンレス鋼はいずれも、加工性と強度の両立という観点で不十分であり、軽量化を意図して薄肉化され、より高い強度が必要とされた場合に対応できない場合がある。
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、強度と加工性の両立という点で改善の余地がある。
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板を提供することを目的とする。
発明者らは、マルテンサイト系ステンレス鋼板の強度と加工性に関する研究を行い、以下の知見を得た。
（１）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部品については、加工性として、引張試験における伸びの値に加え、引張試験における極限変形能を向上させることが有効である。
（２）ビード加工時の割れについては、ＭｎＳなどの粗大な硫化物が起点となりやすく，粗大な硫化物の低減が有効である。
（３）粗大な硫化物の低減にはＳの低減に加えて、Ｚｒを添加することが極めて有効であり、これにより、伸びに加え、極限変形能を向上させて、ビード加工時の割れを防止することができる。
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。
（１）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部品については、加工性として、引張試験における伸びの値に加え、引張試験における極限変形能を向上させることが有効である。
（２）ビード加工時の割れについては、ＭｎＳなどの粗大な硫化物が起点となりやすく，粗大な硫化物の低減が有効である。
（３）粗大な硫化物の低減にはＳの低減に加えて、Ｚｒを添加することが極めて有効であり、これにより、伸びに加え、極限変形能を向上させて、ビード加工時の割れを防止することができる。
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。
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：０．０３０％以上０．２０％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：０．０１０％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
Ｚｒ：０．００５％以上０．５０％以下および
Ｎ：０．０３０％以上０．２０％未満
を含有し、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板。
１．質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．２０％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：０．０１０％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
Ｚｒ：０．００５％以上０．５０％以下および
Ｎ：０．０３０％以上０．２０％未満
を含有し、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板。
２．質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０１％以上３．０％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、前記１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼板。
Ｃｕ：０．０１％以上３．０％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、前記１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼板。
３．質量％で、さらに、
Ｔｉ：０．００１％以上０．５０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．５０％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．５０％以下および
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または前記２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼板。
Ｔｉ：０．００１％以上０．５０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．５０％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．５０％以下および
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または前記２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼板。
４．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、前記１〜３のいずれかに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼板。
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、前記１〜３のいずれかに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼板。
５．引張強度が１３００ＭＰａ以上でかつ伸びが７．０％以上であり、極限変形能が０．５以上である、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板。
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れ−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板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板は、自動車のガスケット部品に好適に用いることができる。
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板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。
まず、本発明のステンレス鋼板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。
Ｃ：０．０３０％以上０．２０％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０．０３０％以上の含有で得られる。しかし、Ｃ量が０．２０％以上になると、加工性が大きく低下し、優れた伸びおよび極限変形能が得られず、また、優れた強度−伸びバランスが得られなくなる。さらに、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０．０３０％以上０．２０％未満の範囲とする。好ましくは０．０５０％超、より好ましくは０．１００％超である。また、好ましくは０．１６０％未満、より好ましくは０．１５０％未満である。
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０．０３０％以上の含有で得られる。しかし、Ｃ量が０．２０％以上になると、加工性が大きく低下し、優れた伸びおよび極限変形能が得られず、また、優れた強度−伸びバランスが得られなくなる。さらに、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０．０３０％以上０．２０％未満の範囲とする。好ましくは０．０５０％超、より好ましくは０．１００％超である。また、好ましくは０．１６０％未満、より好ましくは０．１５０％未満である。
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０．１０％超、より好ましくは０．３０％超である。また、好ましくは１．００％未満、より好ましくは０．６０％未満である。
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０．１０％超、より好ましくは０．３０％超である。また、好ましくは１．００％未満、より好ましくは０．６０％未満である。
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、粗大なＭｎＳとして多量に析出し、耐食性が低下するのみならず加工性が大きく低下する。従って、Ｍｎ量は０．０１％以上３．０％以下とする。好ましくは０．１０％超、より好ましくは０．３０％超、さらに好ましくは０．４０％超である。また、好ましくは１．００％未満、より好ましくは０．６０％未満、さらに好ましくは０．５０％未満である。
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、粗大なＭｎＳとして多量に析出し、耐食性が低下するのみならず加工性が大きく低下する。従って、Ｍｎ量は０．０１％以上３．０％以下とする。好ましくは０．１０％超、より好ましくは０．３０％超、さらに好ましくは０．４０％超である。また、好ましくは１．００％未満、より好ましくは０．６０％未満、さらに好ましくは０．５０％未満である。
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く、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。
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く、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。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、耐食性を低下させるのみならず、加工性を著しく低下させる元素である。本発明で所期する加工性を得るためにはその含有量は少ない方が好ましく、Ｓ量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。より好ましくは、０．００３％以下である。
なお、Ｓを低減するだけでは、加工性、特に極限変形能の向上効果は限定的である。よって、後述するように、Ｓ量の低減に加え、Ｚｒを所定量添加し、これらの相乗効果により、極限変形能を向上させることが肝要である。
Ｓは、耐食性を低下させるのみならず、加工性を著しく低下させる元素である。本発明で所期する加工性を得るためにはその含有量は少ない方が好ましく、Ｓ量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。より好ましくは、０．００３％以下である。
なお、Ｓを低減するだけでは、加工性、特に極限変形能の向上効果は限定的である。よって、後述するように、Ｓ量の低減に加え、Ｚｒを所定量添加し、これらの相乗効果により、極限変形能を向上させることが肝要である。
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、十分な強度が得られなくなってしまう。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、より好ましくは１２．０％以上である。また、好ましくは１４．０％以下、より好ましくは１３．０％以下である。
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、十分な強度が得られなくなってしまう。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、より好ましくは１２．０％以上である。また、好ましくは１４．０％以下、より好ましくは１３．０％以下である。
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０．０３％超、より好ましくは０．０５％超である。また、好ましくは０．５０％未満、より好ましくは、０．２０％未満である。
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０．０３％超、より好ましくは０．０５％超である。また、好ましくは０．５０％未満、より好ましくは、０．２０％未満である。
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０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。また、好ましくは０．３５％未満、より好ましくは０．１０％未満である。
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０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。また、好ましくは０．３５％未満、より好ましくは０．１０％未満である。
Ｚｒ：０．００５％以上０．５０％以下
Ｚｒは、Ｓと結びついて硫化物として析出することで、ＭｎＳなどの粗大な硫化物の析出を抑制し、極限変形能を向上させる効果を有する元素である。本発明では、上述したＳの低減に加え、Ｚｒを所定量添加し、これらの相乗効果により、極限変形能を向上させることが肝要である。すなわち、Ｓ量を低減する一方、なおも鋼中に残るＳを、Ｚｒの添加によってＺｒＳとして析出させることで、ＭｎＳなどの粗大な硫化物の析出を抑制することが可能となり、加工性、特に極限変形能を向上させることができる。その効果はＺｒの０．００５％以上の含有で得られる。一方、Ｚｒ量が０．５０％を超えると、Ｚｒの硫化物が粗大化するため、却って加工性が低下する。従って、Ｚｒ量は、０．００５％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。また、好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
なお、鋼中に残るＳをより効果的にＺｒＳとして析出させる観点からは、ＺｒとＳについて、Ｚｒ％≧３×Ｓ％の関係を満足させることが好ましい。ここで、Ｚｒ％およびＳ％は、それぞれＺｒおよびＳの鋼中含有量（質量％）を表す。
Ｚｒは、Ｓと結びついて硫化物として析出することで、ＭｎＳなどの粗大な硫化物の析出を抑制し、極限変形能を向上させる効果を有する元素である。本発明では、上述したＳの低減に加え、Ｚｒを所定量添加し、これらの相乗効果により、極限変形能を向上させることが肝要である。すなわち、Ｓ量を低減する一方、なおも鋼中に残るＳを、Ｚｒの添加によってＺｒＳとして析出させることで、ＭｎＳなどの粗大な硫化物の析出を抑制することが可能となり、加工性、特に極限変形能を向上させることができる。その効果はＺｒの０．００５％以上の含有で得られる。一方、Ｚｒ量が０．５０％を超えると、Ｚｒの硫化物が粗大化するため、却って加工性が低下する。従って、Ｚｒ量は、０．００５％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。また、好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
なお、鋼中に残るＳをより効果的にＺｒＳとして析出させる観点からは、ＺｒとＳについて、Ｚｒ％≧３×Ｓ％の関係を満足させることが好ましい。ここで、Ｚｒ％およびＳ％は、それぞれＺｒおよびＳの鋼中含有量（質量％）を表す。
Ｎ：０．０３０％以上０．２０％未満
Ｎは、Ｃと同様に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。高い強度を得るには、Ｎの０．０３０％以上の含有が必要である。一方、Ｎ量が０．２０％以上になると、加工性（伸びおよび極限変形能）が著しく低下する。従って、Ｎ量は０．０３０％以上０．２０％未満の範囲とする。好ましくは、０．０３０％超、より好ましくは０．０４０％超である。また、好ましくは０．１５０％未満、より好ましくは０．１００％未満である。
Ｎは、Ｃと同様に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。高い強度を得るには、Ｎの０．０３０％以上の含有が必要である。一方、Ｎ量が０．２０％以上になると、加工性（伸びおよび極限変形能）が著しく低下する。従って、Ｎ量は０．０３０％以上０．２０％未満の範囲とする。好ましくは、０．０３０％超、より好ましくは０．０４０％超である。また、好ましくは０．１５０％未満、より好ましくは０．１００％未満である。
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板は、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およびＶ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。
Ｃｕ：０．０１％以上３．０％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耐力化、高強度化する。一方で、Ｃｕは、微細なため、加工性（伸び）への悪影響は少ない。このような高耐力化、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３．０％を超えると、高強度化の効果が飽和するのみならず、Ｃｕが粗大に析出しやすくなり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３．０％以下の範囲とする。好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．４０％超である。また、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．００％以下である。
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耐力化、高強度化する。一方で、Ｃｕは、微細なため、加工性（伸び）への悪影響は少ない。このような高耐力化、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３．０％を超えると、高強度化の効果が飽和するのみならず、Ｃｕが粗大に析出しやすくなり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３．０％以下の範囲とする。好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．４０％超である。また、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．００％以下である。
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％以上である。また、好ましくは０．２５％未満である。
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％以上である。また、好ましくは０．２５％未満である。
Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｃｏは、鋼の強度と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％以上である。また、好ましくは０．２５％未満、より好ましくは０．１０％未満である。
Ｃｏは、鋼の強度と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％以上である。また、好ましくは０．２５％未満、より好ましくは０．１０％未満である。
Ｔｉ：０．００１％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０．００１％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、０．００１％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０１％以上である。また、好ましくは０．２５％未満である。
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０．００１％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、０．００１％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０１％以上である。また、好ましくは０．２５％未満である。
Ｎｂ：０．００１％以上０．５０％以下
Ｎｂは、鋼中に固溶したＣと優先的に結びついて、炭化物として析出することで、Ｃｒの炭化物化を抑制し、耐食性の向上に有効に寄与する。その効果はＮｂの０．００１％以上の含有で得られる。一方で、Ｎｂ量が０．５０％を超えると、Ｎｂの炭化物の生成量が過度に増加し、鋼中のＣ量が減少して、十分な強度が得られなくなる。従って、Ｎｂを含有する場合は０．００１％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。また、好ましくは０．２０％未満、より好ましくは０．１０％未満である。
Ｎｂは、鋼中に固溶したＣと優先的に結びついて、炭化物として析出することで、Ｃｒの炭化物化を抑制し、耐食性の向上に有効に寄与する。その効果はＮｂの０．００１％以上の含有で得られる。一方で、Ｎｂ量が０．５０％を超えると、Ｎｂの炭化物の生成量が過度に増加し、鋼中のＣ量が減少して、十分な強度が得られなくなる。従って、Ｎｂを含有する場合は０．００１％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。また、好ましくは０．２０％未満、より好ましくは０．１０％未満である。
Ｖ：０．００１％以上０．５０％以下
Ｖは、鋼中に固溶したＮと優先的に結びついて、窒化物として析出することで、Ｃｒの窒化物化を抑制し、耐食性の向上に有効に寄与する。その効果はＶの０．００１％以上の含有で得られる。一方で、Ｖ量が０．５０％を超えると、Ｖの窒化物の生成量が過度に増加し、鋼中のＮ量が減少して、十分な強度が得られなくなる。従って、Ｖを含有する場合は０．００１％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。また、好ましくは０．３０％未満、より好ましくは０．１０％未満である。
Ｖは、鋼中に固溶したＮと優先的に結びついて、窒化物として析出することで、Ｃｒの窒化物化を抑制し、耐食性の向上に有効に寄与する。その効果はＶの０．００１％以上の含有で得られる。一方で、Ｖ量が０．５０％を超えると、Ｖの窒化物の生成量が過度に増加し、鋼中のＮ量が減少して、十分な強度が得られなくなる。従って、Ｖを含有する場合は０．００１％以上０．５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。また、好ましくは０．３０％未満、より好ましくは０．１０％未満である。
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、より好ましくは０．００１０％以上である。また、好ましくは０．００５０％未満、より好ましくは０．００３０％未満である。
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、より好ましくは０．００１０％以上である。また、好ましくは０．００５０％未満、より好ましくは０．００３０％未満である。
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。好ましくは０．０００５％以上である。また、好ましくは０．００３０％未満、より好ましくは０．００２０％未満である。
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。好ましくは０．０００５％以上である。また、好ましくは０．００３０％未満、より好ましくは０．００２０％未満である。
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０．０００５％以上である。また、好ましくは０．００３０％未満、より好ましくは０．００２０％未満である。
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０．０００５％以上である。また、好ましくは０．００３０％未満、より好ましくは０．００２０％未満である。
なお、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
すなわち、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２０％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：０．０１０％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、Ｚｒ：０．００５％以上０．５０％以下およびＮ：０．０３０％以上０．２０％未満を含有し、
任意に、
Ｃｕ：０．０１％以上３．０％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、
Ｔｉ：０．００１％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．５０％以下およびＶ：０．００１％以上０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上、ならびに
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
を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成となる。
すなわち、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２０％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：０．０１０％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、Ｚｒ：０．００５％以上０．５０％以下およびＮ：０．０３０％以上０．２０％未満を含有し、
任意に、
Ｃｕ：０．０１％以上３．０％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、
Ｔｉ：０．００１％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．５０％以下およびＶ：０．００１％以上０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上、ならびに
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
を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成となる。
また、本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼板の組織は、１３００ＭＰａ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２００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。
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２００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。
次に、本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼板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板は、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、真空精錬等の二次精錬を経て、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。
本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼板は、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、真空精錬等の二次精錬を経て、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。
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、０．２％耐力、伸びおよび極限変形能）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１０００℃以上である。また、より好ましくは１１００℃以下である。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、１００℃〜５００℃の範囲で行うのが好ましい。より好ましくは２００℃以上である。また、より好ましくは３００℃以下である。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。
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、焼戻し熱処理を行っても良い。
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。
＜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２００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．１〜２２、３１〜４７および比較例のＮｏ．２３〜２８、３０、４８〜５０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。一方、比較例Ｎｏ．２９はＣｒ量が高いため、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。
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２００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．１〜２２、３１〜４７および比較例のＮｏ．２３〜２８、３０、４８〜５０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。一方、比較例Ｎｏ．２９はＣｒ量が高いため、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。
＜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．）、０．２％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（Ｔ．Ｓ．）
○：合格 １３００ＭＰａ以上
×：不合格 １３００ＭＰａ未満
・０．２％耐力（Ｐ．Ｓ．）
○：合格 １０５０ＭＰａ以上
×：不合格 １０５０ＭＰａ未満
・伸び（ＥＬ）
○：合格 ７．０％以上
×：不合格 ７．０％未満
・極限変形能（εl）
○：合格 ０．５以上
×：不合格 ０．５未満
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．）、０．２％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（Ｔ．Ｓ．）
○：合格 １３００ＭＰａ以上
×：不合格 １３００ＭＰａ未満
・０．２％耐力（Ｐ．Ｓ．）
○：合格 １０５０ＭＰａ以上
×：不合格 １０５０ＭＰａ未満
・伸び（ＥＬ）
○：合格 ７．０％以上
×：不合格 ７．０％未満
・極限変形能（εl）
○：合格 ０．５以上
×：不合格 ０．５未満
＜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 腐食面積率が３０％未満
×：不合格 腐食面積率が３０％以上
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 腐食面積率が３０％未満
×：不合格 腐食面積率が３０％以上
表１より、本発明例であるＮｏ．１〜２２、３１〜４７はいずれも、強度、０．２％耐力、伸び、極限変形能および耐食性のいずれもが優れていた。
一方、Ｚｒが含有されていないＮｏ．２３および５０（両鋼ともＳＵＳ４０３相当）は、伸びと極限変形能、耐食性が不合格となった。Ｃｒ量が適正範囲外に低いＮｏ．２４は耐食性が不合格となった。Ｎ量が適正範囲外に低いＮｏ．２５およびＣ量が適正範囲外に低いＮｏ．２６は、強度と０．２％耐力が不合格となった。Ｃ量が適正範囲外に高いＮｏ．２７およびＮ量が適正範囲外に高いＮｏ．２８は、伸びと極限変形能、耐食性が不合格となった。Ｃｒ量が適正明範囲外に高く、マルテンサイト量が少ないＮｏ．２９は、強度と０．２％耐力が不合格となった。Ｓ量が適正範囲外に高いＮｏ．３０、４８、４９は、極限変形能と耐食性が不合格となった。
本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼板は、強度（引張強度および０．２％耐力）と加工性（伸び、特に、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。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．２０％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：０．０１０％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、
Ｚｒ：０．００５％以上０．５０％以下および
Ｎ：０．０３０％以上０．２０％未満
を含有し、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板。 - 質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０１％以上３．０％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、請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼板。 - 質量％で、さらに、
Ｔｉ：０．００１％以上０．５０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．５０％以下および
Ｖ：０．００１％以上０．５０％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、かつ、前記Ｍｎの量が１．００％未満である、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板。 - 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１〜３のいずれかに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼板。 - 引張強度が１３００ＭＰａ以上でかつ伸びが７．０％以上であり、極限変形能が０．５以上である、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板。
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