WO2017056618A1 - 疲労特性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

疲労特性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • Patent Document 3 in the high Si austenitic stainless steels by reducing the total amount of high melting point B 1 type inclusions consisting mainly of alumina technique for improving the corrosion resistance in a high-temperature and high-concentration nitric acid disclosed Has been.
  • B 1 type inclusions consisting mainly of alumina technique for improving the corrosion resistance in a high-temperature and high-concentration nitric acid disclosed Has been.
  • the reduction and recovery of Cr by Al is not performed, and an Fe—Si alloy having a low Al content of about 0.1% is added (paragraph). 0052, 0053).
  • the steel targeted in Patent Document 3 is an austenite single-phase steel having a Ni content of 10% or more (paragraph 0033), and is not a steel type intended to increase strength by forming a work-induced martensite phase.
  • % relating to chemical composition means “% by mass” unless otherwise specified.
  • steel having the chemical composition shown in the following (A) is targeted.
  • A By mass%, C: 0.010 to 0.200%, Si: 2.00% to 4.00%, Mn: 0.01 to 3.00%, Ni: 3.00% to 10% Less than 0.000%, Cr: 11.00 to 20.00%, N: 0.010 to 0.200%, Mo: 0 to 3.00%, Cu: 0 to 1.00%, Ti: 0 to 0 0.008%, Al: 0 to 0.008%, balance Fe and inevitable impurities. Steel types having this composition generate work-induced martensite during cold rolling and increase strength.
  • the Si content exceeds 2.00%.
  • the Si content is limited to 4.00% or less.
  • the steel shown in Table 1 was melted by the VOD process. In each case, the final decarburization process in which oxygen was blown into the Cr-containing molten iron in the VOD facility was completed, and a molten steel having a C content of 0.10% or less having a Cr oxide-containing slag on the molten metal surface was obtained. The C content at this stage is almost equal to the final C content shown in Table 1.

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Abstract

課題：Ｓｉ含有量が高い加工誘起マルテンサイト生成タイプのステンレス鋼において、耐疲労特性の改善に効果的な非金属介在物の分布形態を有する薄板材を実現する。 解決手段：質量％で、Ｃ：０.０１０～０.２００％、Ｓｉ：２.００％超え４.００％以下、Ｍｎ：０.０１～３.００％、Ｎｉ：３.００％以上１０.００％未満、Ｃｒ：１１.００～２０.００％、Ｎ：０.０１０～０.２００％、Ｍｏ：０～３.００％、Ｃｕ：０～１.００％、Ｔｉ：０～０.００８％、Ａｌ：０～０.００８％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、圧延方向の粒子間距離２０μｍ以下、かつ板厚方向の粒子間距離１０μｍ以下で連なっている非金属介在物のうち、圧延方向長さが４０μｍ以上であるものの個数密度がＬ断面内で３.０個／ｍｍ２以下である薄鋼板。

Description

疲労特性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法
　本発明は、加工誘起マルテンサイト相の生成、高Ｓｉ含有による固溶強化、および時効硬化を利用して非常に高い強度を得ることができるステンレス鋼種において、粗大な硬質非金属介在物の生成を顕著に抑制した鋼板に関する。また、その製造方法に関する。
　高強度ステンレス鋼として、ＳＵＳ３０１に代表される準安定オーステナイト系ステンレス鋼が広く使用されている。ただし、ＳＵＳ３０１で高強度を得るためには冷間圧延率を高める必要があり、その分、靭性の低下を伴う。この問題を回避して高強度と高靱性を高いレベルで両立させる技術として、加工誘起マルテンサイト相の生成、高Ｓｉ含有による固溶強化および時効硬化を利用して高強度化を図る手法が知られており、ＩＤソーブレード基板等の用途で使用されている（特許文献１）。
　特許文献１に開示されるタイプのステンレス鋼は冷間圧延により加工誘起マルテンサイトとオーステナイトの複相組織が得られ、高強度、高靱性を有し、ＩＤソーブレードなどの板厚０.１ｍｍ以上の回転部材としては耐疲労特性も良好である。しかし、例えば板厚が０.１ｍｍ未満、特に２０～７０μｍといった薄板材に加工され、かつ繰り返しの弾性変形を受けるばね材用途に適用するような場合には、耐疲労特性の更なる向上が望まれる。鋼材の耐疲労特性を低下させる要因として、非金属介在物の存在が挙げられる。同じサイズの介在物であっても板厚が薄くなるほど板厚に占める介在物の板厚方向長さの割合が増し、それらの介在物粒子の周囲に応力が集中して割れの起点や伝播経路として機能しやすくなる。薄板材ほど非金属介在物起因の疲労特性低下を改善することは難しい。
　鋼材の非金属介在物の量を低減する（すなわち清浄度を高める）方法として、精錬時のスラグ組成を適正化する手法が種々検討されてきた。ただし、加工割れや疲労破壊を防止する観点からは単に清浄度を向上させるだけでは必ずしも十分ではなく、非金属介在物の組成をコントロールすることが有効であるとされる。例えば特許文献２にはＳＵＳ３０４等の汎用オーステナイト系鋼種の溶製において、ドロマイト系耐火物のライニングを有する精錬炉を用いてスラグ塩基度を１.４～２.４に調整することにより非金属介在物の組成をコントロールし、加工割れがないオーステナイト系ステンレス鋼を得る手法が開示されている。しかし、発明者らの調査によれば、Ｓｉ含有量が高い鋼種の場合、特許文献２に開示される手法を試みても、薄板材での疲労特性を顕著に改善することは困難であることがわかった。
　一方、特許文献３には高Ｓｉオーステナイト系ステンレス鋼において、アルミナを主体とする融点の高いＢ１系介在物の合計量を低減することにより高温高濃度硝酸中での耐食性を改善する技術が開示されている。Ｂ１系介在物の生成を抑制するために、ＡｌによるＣｒの還元回収を行わず、かつＡｌ含有量が０.１％程度と低いＦｅ－Ｓｉ合金を添加することが記載されている（段落００５２、００５３）。ただし、特許文献３で対象としている鋼はＮｉ含有量が１０％以上のオーステナイト単相鋼であり（段落００３３）、加工誘起マルテンサイト相生成による高強度化を意図した鋼種ではない。この文献には薄板材のばね用途での耐疲労特性を改善する手法は教示されていない。後述するように、本発明で対象とする鋼種の耐疲労特性を改善するためにはＴｉＮ系介在物の生成を抑制することが重要であるが、この文献に開示の溶製方法ではＴｉＮ系介在物を安定的に低減することはできない。
特許第３２１９１１７号公報 特許第３８６５８５３号公報 特許第５２１２５８１号公報
　鋼中に含まれる非金属介在物の中でも融点が高く硬質な種類の介在物は、熱間圧延後も粒状物として残り、冷間圧延後にはある程度破砕された硬質粒子が圧延方向に連なる形態で残存する。従って、この種の硬質な非金属介在物の生成を顕著に抑制することができれば、薄板材の耐疲労特性を向上させることができると考えられる。しかしながら、加工誘起マルテンサイト生成タイプの鋼種において非常に高い強度レベルを得るためには、２質量％を超える多量のＳｉを含有させる必要がある。鋼中のＳｉ含有量をそのように高くすると、硬質な非金属介在物の生成抑制が非常に難しくなる。特許文献３に開示されるように、Ａｌ添加を行わず、かつＡｌ含有量の低いＦｅ－Ｓｉ合金を添加する手法を適用したとしても、それだけでは薄板材での耐疲労特性を安定して改善するには至らない。
　本発明は、Ｓｉ含有量が高い加工誘起マルテンサイト生成タイプのステンレス鋼において、耐疲労特性の改善に効果的な非金属介在物の分布形態を有する板厚２０～５００μｍの薄板材を大量生産現場にて実現しようというものである。
　発明者らは詳細な検討の結果、加工誘起マルテンサイト生成タイプの高Ｓｉ含有ステンレス鋼種において、薄板ばね材として使用したときの耐疲労特性を改善するためには、熱延鋼板中に存在する円相当径が６.０μｍ以上であるＴｉＮ系介在物とＡｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物の量を低減させることが極めて有効であることを見いだした。また、そのような粗大な介在物の低減化は、溶鋼収容容器の付着物、副原料、造滓剤からのＴｉ、Ａｌの混入を厳しく管理すること、およびＳｉ添加後に形成される最終的なスラグの塩基度を通常より低めの狭い範囲にコントロールすること、によって大量生産操業において実現可能であることがわかった。そして、この熱延鋼板を冷間圧延工程で薄板にしたとき、薄板内部の介在物は、耐疲労特性の改善に極めて有利な存在形態をとなる。本発明はこのような知見に基づくものである。
　すなわち、上記目的を達成するために、本発明では、質量％で、Ｃ：０.０１０～０.２００％、Ｓｉ：２.００％超え４.００％以下、Ｍｎ：０.０１～３.００％、Ｎｉ：３.００％以上１０.００％未満、Ｃｒ：１１.００～２０.００％、Ｎ：０.０１０～０.２００％、Ｍｏ：０～３.００％、Ｃｕ：０～１.００％、Ｔｉ：０～０.００８％、Ａｌ：０～０.００８％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）において、圧延方向の粒子間距離２０μｍ以下（すなわち０～２０μｍ）、かつ板厚方向の粒子間距離１０μｍ以下（すなわち０～１０μｍ）で連なっている一群の非金属介在物粒子は１つの非金属介在物であるとみなすとき、圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物の個数密度がＬ断面内で３.０個／ｍｍ２以下である、板厚２０～５００μｍのステンレス鋼板が提供される。
　ここで、Ｌ断面内に現れている、ある２粒子についての圧延方向の粒子間距離（μｍ）は、それぞれの粒子が存在する圧延方向範囲に重複がない場合には、双方の圧延方向範囲の間の圧延方向間隔（μｍ）とし、重複がある場合には０μｍとする。同様に、Ｌ断面内に現れている、ある２粒子についての板厚方向の粒子間距離（μｍ）は、それぞれの粒子が存在する板厚方向範囲に重複がない場合には、双方の板厚方向範囲の間の板厚方向間隔（μｍ）とし、重複がある場合には０μｍとする。圧延方向の粒子間距離２０μｍ以下、かつ板厚方向の粒子間距離１０μｍ以下である２粒子は、同じ「一群」に属する。
　前記の圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物なかでも特に耐疲労特性に対する影響力が大きいものとして、（i）ＴｉＮ系介在物粒子、（ii）Ａｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物粒子、のうち上記（i）、（ii）の１種または２種を含むものを挙げることができる。
　上記のＴｉ含有量は介在物として存在するＴｉを含めた鋼中のトータルＴｉ含有量である。同様に上記のＡｌ含有量は介在物として存在するＡｌを含めた鋼中のトータルＡｌ含有量である。
　介在物の個数密度はＬ断面を鏡面研磨した観察面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）により観察することによって測定することができる。介在物の種類がＴｉＮ系介在物、あるいはＡｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物であるかどうかの判別は、例えばＳＥＭに付属のＥＤＸ（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置）による元素分析によって行うことができる。
　図１に、従来の板厚１２０μｍの冷延鋼板（後述の従来例Ｎｏ.１）のＬ断面に見られた介在物のＳＥＭ写真を例示する。図の横方向が圧延方向、縦方向が板厚方向に一致している。ほぼ圧延方向に沿って連なっている非金属介在物粒子の群が（Ａ）（Ｂ）２箇所に見られる。（Ａ）群と（Ｂ）群の最近接粒子同士の板厚方向の粒子間距離を図１中に記号Ｓで示してある。板厚方向の粒子間距離Ｓは１０μｍを超えているので、（Ａ）群と（Ｂ）群の全ての粒子を対象とした場合、これらの粒子は「圧延方向の粒子間距離２０μｍ以下、かつ板厚方向の粒子間距離１０μｍ以下で連なっている一群の非金属介在物粒子」には該当しない。（Ａ）群の粒子のみを対象とすると、それらの構成粒子はいずれも、他の少なくとも１個の構成粒子との位置関係において圧延方向の粒子間距離２０μｍ以下、かつ板厚方向の粒子間距離１０μｍ以下であるので、（Ａ）群を構成する各粒子は「圧延方向の粒子間距離２０μｍ以下、かつ板厚方向の粒子間距離１０μｍ以下で連なっている一群の非金属介在物粒子」に該当する。従って（Ａ）群を構成する各粒子は１つの非金属介在物であるとみなされる。同様に（Ｂ）群を構成する各粒子も１つの非金属介在物であるとみなされる。図１中には２つの非金属介在物が存在していることになり、それぞれの圧延方向長さを図１中にＬＡ、ＬＢと表示してある。このうちＬＡは４０μｍ以上であるから、これら２つの非金属介在物のうち、圧延方向長さがＬＡである非金属介在物は「圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物」に該当する。
　ＥＤＸ分析の結果、これらの非金属介在物はいずれもＴｉＮ系介在物であった。
　図２に、本発明に従う板厚１２０μｍの冷延鋼板（後述の本発明例Ｎｏ.５）のＬ断面における図１とは別の視野に見られた介在物のＳＥＭ写真を例示する。図の横方向が圧延方向、縦方向が板厚方向に一致している。図２中に連なって存在している各非金属介在物粒子は「圧延方向の粒子間距離２０μｍ以下、かつ板厚方向の粒子間距離１０μｍ以下で連なっている一群の非金属介在物粒子」に該当するので、これらは１つの非金属介在物であるとみなされる。この非金属介在物の圧延方向長さは４０μｍを少し超えているので、「圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物」に該当する。
　ＥＤＸ分析の結果、この非金属介在物はＴｉＮ系介在物であった。
　鋼板Ｌ断面における圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物の個数密度は以下のようにして求めることができる。
〔圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物の個数密度の測定方法〕
　鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）を鏡面研磨した観察面についてＳＥＭ観察を行い、圧延方向長さが１００μｍ以上、板厚方向長さが板厚全長である測定領域を無作為に定め、その測定領域内に全体または一部分が存在する全ての「圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物」のうち、その介在物の全体が前記測定領域内に存在する介在物、およびその介在物の一部分が前記測定領域の外にはみ出しているが圧延方向長さの１／２以上の部分が測定領域内に存在する介在物の数をカウントする。この操作を１または重複しない２以上の測定領域について、測定領域の総面積が１０ｍｍ２以上となるまで行い、各測定領域でのカウント数の総和を測定領域の総面積で除した値を、「圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物の個数密度（個／ｍｍ２）」とする。
　なお、熱延鋼板の段階では、Ｌ断面において、円相当径が６.０μｍ以上であるＴｉＮ系介在物とＡｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物のトータル個数密度が０.０５個／ｍｍ２以下であることが望ましい。
　円相当径は、観察面に現れている介在物粒子の投影面積と等しい面積を持つ円の直径に換算した粒子径である。個々の介在物粒子の円相当径は、例えば介在物を撮影したＳＥＭ画像をコンピュータで画像処理することにより算出することができる。熱延鋼板における上記介在物の個数密度は以下のようにして求めることができる。
〔熱延鋼板における介在物の個数密度の測定手法〕
　鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）を鏡面研磨した観察面についてＳＥＭ観察を行い、無作為に選択した視野内に矩形の測定領域を定め、視野内に観察される、ＴｉＮ系介在物またはＡｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物であって、かつ円相当径が６.０μｍ以上である全ての介在物粒子のうち、その粒子の全体が前記測定領域内に存在する粒子、およびその粒子の一部分が前記測定領域の外にはみ出しているが粒子面積の１／２以上の部分が測定領域内に存在する粒子の数をカウントする。この操作を重複しない複数の視野について、測定領域の総面積が２００ｍｍ２以上となるまで行い、各視野でのカウント数の総和を測定領域の総面積で除した値を、「円相当径が６.０μｍ以上であるＴｉＮ系介在物とＡｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物のトータル個数密度（個／ｍｍ２）」とする。
　熱延鋼板おいて上記の介在物分布を呈していれば、その後に冷間圧延を経て薄板材としたときに、上記所定の介在物分布が得られ、耐疲労特性の顕著な改善効果が得られる。そのような薄板材としては、圧延方向の引張強さが２０００Ｎ／ｍｍ２以上であるものが特に好適な対象として挙げられる。上記の組成を有する熱延鋼板を冷間圧延して得られた鋼板は、マトリックス（金属素地）が加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相の混合組織である。
　上記の鋼板の製造方法として、含Ｃｒ溶鉄に酸素を吹き込む脱炭過程を終えた、Ｃｒ酸化物含有スラグを湯面上に有するＣ含有量０.２０％以下の溶鋼に、副原料および造滓剤を投入して成分調整を行うに際し、溶鋼中のＴｉ含有量が０.００８質量％以下、Ａｌ含有量が０.００８質量％以下となるように、使用する溶鋼収容容器、副原料および造滓剤を選定し、副原料として少なくともＦｅ－Ｓｉ合金を溶鋼中に溶解させて脱酸、スラグ中Ｃｒの溶鋼中への還元回収、および鋼中Ｓｉ含有量の調整を行うとともに、Ｃａ含有造滓剤を投入してスラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２質量比）を１.３～１.５に調整し、上記の化学組成の溶鋼を得る工程、
　前記の工程で得られた溶鋼を鋳造して鋳片を得る工程、
　前記鋳片に、少なくとも熱間圧延を含む熱間加工を施し、熱延鋼板を得る工程、
　前記熱延鋼板に、焼鈍および冷間圧延を１回以上行って板厚２０～５００μｍの冷延鋼板とする工程、
を有するステンレス鋼板の製造方法が提供される。
　ここで、「溶鋼中のＴｉ含有量が０.００８質量％以下、Ａｌ含有量が０.００８質量％以下となるように、使用する溶鋼収容容器、副原料および造滓剤を選定する」とは、溶鋼収容容器の付着物、副原料および造滓剤から溶鋼中にＴｉ、Ａｌが混入することにより、溶鋼中のＴｉ含有量が０.００８質量％を超えたり、Ａｌ含有量が０.００８質量％を超えたりすることがないよう、付着物の少ないあるいは付着物のない溶鋼収容容器を使用し、かつ不純物含有量が低く管理された副原料や造滓剤を使用することを意味する。含Ｃｒ溶鉄に酸素を吹き込む脱炭過程を終えた段階の溶鋼は、Ｔｉ、Ａｌの含有量がほぼゼロであると見てよい。従って、外部からの混入を防止あるいはできるだけ低減することによって、Ｔｉ含有量０～０.００８％、Ａｌ含有量０～０.００８％の鋼を得ることができる。
　溶鋼中のＴｉ含有量が０.００６質量％以下、Ａｌ含有量が０.００６質量％以下となるように、使用する溶鋼収容容器、副原料および造滓剤を選定することがより好ましい。
　溶鋼収容容器は、具体的には耐火物でライニングされた精錬容器や取鍋が挙げられる。取鍋をそのまま精錬容器として使用することもできる。溶鋼収容容器として、容器の内面を構成する耐火物がまだ溶鋼の収容に使用されていないもの（新鍋）を使用することが望ましい。
　前記Ｆｅ－Ｓｉ合金としては、Ａｌ含有量が０.０５質量％以下、Ｔｉ含有量が０.０５質量％以下であるものを使用することが望ましい。
　なお、スピネル系介在物形成元素であるＭｇについては、鋼中の含有量を特に規定していないが、上述のようにＴｉ、Ａｌの含有量を低減するために有効な溶鋼収容容器、副原料および造滓剤の選定によって、問題ないレベルに低減できることが確認されている。その場合、鋼中のトータルＭｇ含有量は０.００２質量％以下となる。
　前記冷延鋼板に、時効処理を施すことにより、マトリックス（金属素地）が加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相の混合組織であり、圧延方向の引張強さが例えば２０００Ｎ／ｍｍ２以上である鋼板を得ることができる。
　本発明によれば、加工誘起マルテンサイト生成タイプの高Ｓｉ含有ステンレス鋼種において、圧延方向長さが長い硬質な非金属介在物の数を顕著に低減した薄板を、大量生産操業において実現することが可能となった。この種の高Ｓｉ鋼種はステンレス鋼のなかでも最高レベルの強度を発現しうるものであり、これまで主としてＩＤソーブレード等の用途で使用されてきた。本発明に従う介在物制御により、薄板材での耐疲労特性が改善されるので、薄板ばね材の用途への適用が可能となる。従って本発明は、この鋼種に特有の高強度特性を利用して、電子機器その他に使用される薄板ばね部品の一層の小型化に寄与しうる。
従来例Ｎｏ.１の冷延鋼板のＬ断面に見られる非金属介在物のＳＥＭ写真。 本発明例Ｎｏ.５の冷延鋼板のＬ断面に見られる非金属介在物のＳＥＭ写真。 従来例Ｎｏ.４の熱延鋼板Ｌ断面に観察される典型的なＴｉＮ系介在物のＳＥＭ写真。 本発明例Ｎｏ.５の熱延鋼板Ｌ断面に観察される典型的なＴｉＮ系介在物のＳＥＭ写真。
〔化学組成〕
　以下、化学組成に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
　本発明では、下記（Ａ）に示す化学組成の鋼を対象とする。
（Ａ）質量％で、Ｃ：０.０１０～０.２００％、Ｓｉ：２.００％超え４.００％以下、Ｍｎ：０.０１～３.００％、Ｎｉ：３.００％以上１０.００％未満、Ｃｒ：１１.００～２０.００％、Ｎ：０.０１０～０.２００％、Ｍｏ：０～３.００％、Ｃｕ：０～１.００％、Ｔｉ：０～０.００８％、Ａｌ：０～０.００８％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物。
　この組成を有する鋼種は、冷間圧延時に加工誘起マルテンサイトを生成して強度が上昇する。かつ、その後の時効処理によりＣ、Ｎ等の溶質原子が主としてマルテンサイト相中でコットレル雰囲気を形成して転位を固着し、強度を向上させる作用が生じる（ひずみ時効）。さらに、鋼中に多量に存在するＳｉがマルテンサイト相や残留オーステナイト相の固溶強化をもたらし、強度向上に寄与する。
　本発明では、特に上記のＳｉによる強度向上作用を十分に享受するために、Ｓｉ含有量が２.００％を超えるものを対象とする。ただし、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると熱間加工割れを生じやすくなるなどの弊害が顕在化する。ここではＳｉ含有量を４.００％以下に制限する。
　Ｃは、オーステナイト相形成元素であり、かつ鋼を強化させるために必要な元素である。ただし過剰のＣ含有は耐食性や靱性の低下を招く。本発明では、Ｃ含有量０.０１０～０.２００％の鋼を対象とするが、特に高強度を狙う場合にはＣ含有量を０.０５０～０.１００の範囲とすることが有利となる。
　Ｎは、オーステナイト相形成元素であり、かつ鋼を強化させるために必要な元素である。ただし過剰の含有はＴｉＮ系介在物の形成を助長する要因となる。本発明では、Ｎ含有量０.０１０～０.２００％の鋼を対象とする。この範囲であれば、後述のようにＴｉの混入を抑制する製造方法によって、ＴｉＮ系介在物の粒径分布を本発明規定範囲に適正化することが可能である。Ｎ含有量のより好ましい範囲は０.０５０～０.０８５％である。
　Ｍｎは、その含有量を調整するによりオーステナイト安定度を制御しやすい元素であり、０.０１～３.００％の範囲で含有量が調整される。多量のＭｎを含有させると加工誘起マルテンサイト相が誘起されにくくなる。Ｍｎ含有量は１.００％以下の範囲で調整することがより好ましく、０.５０％以下の範囲に管理してもよい。
　Ｎｉは、オーステナイト相形成元素であり、常温で準安定オーステナイト相とするために３.００％以上の含有量を確保する。Ｎｉ含有量が多くなりすぎると加工誘起マルテンサイト相が誘起されにくくなるので、Ｎｉ含有量は１０.００％未満とする。７.００～９.５０％とすることがより好ましい。
　Ｃｒは、耐食性を確保するために必要な元素である。本発明ではＣｒ含有量１１.００～２０.００％の鋼を対象とする。Ｃｒはフェライト相形成元素であり、上記を超えて多量に含有すると高温でオーステナイト単相組織が得られなくなる場合がある。Ｃｒ含有量のより好ましい範囲は１２.００～１５.００％である。
　Ｍｏは、耐食性を向上させる作用を有する他、時効処理によりＭｏ系析出物を形成して強化に寄与するとともに、冷間圧延で加工硬化した組織が時効処理で軟化しにくくする作用を有するので、必要に応じて含有させることができる。これらの作用を十分に享受するためには１.０％以上のＭｏ含有量を確保することが好ましい。また、圧延方向の引張強さが２０００Ｎ／ｍｍ２以上であるような強度レベルを意図する場合には、Ｍｏを２.００％以上含有させることが極めて効果的である。ただし、多量のＭｏ含有は高温でのδフェライト相の生成を招くので、Ｍｏを含有させる場合は３.００％以下の含有量範囲とする。２.５０％以下の範囲に管理してもよい。
　Ｃｕは、時効処理時にＳｉとの相互作用により強度を上昇させる作用を有するので、必要に応じて含有させることができる。その場合、０.０１％以上のＣｕ含有量とすることがより好ましい。多量のＣｕ含有は熱間加工性を低下させる要因となる。Ｃｕを含有させる場合は１.００％以下の含有量範囲とする。
　Ｔｉは、ＴｉＮ系介在物を形成する元素であり、特に高Ｓｉ含有鋼ではＴｉＮが生成しやすいので、Ｔｉ含有量を低く抑える必要がある。種々検討の結果、Ｔｉ含有量は０.００８％以下とする必要があり、０.００６質量％以下とすることがより好ましい。Ｔｉ含有量は低いほど好ましいが、大量生産操業ではコストを鑑みてＴｉ含有量は０.００１％以上の範囲とすることが合理的である。
　Ａｌは、Ａｌ２Ｏ３を形成してスピネル系介在物の発生要因となり、特に高Ｓｉ含有鋼では溶鋼中でＡｌ２Ｏ３が生成しやすいので、Ａｌ含有量を低く抑える必要がある。本発明ではＡｌ含有量は低いほど好ましい。種々検討の結果、Ａｌ含有量は０.００８％以下とする必要があり、０.００６質量％以下とすることがより好ましい。Ａｌ含有量は低いほど好ましいが、大量生産操業ではコストを鑑みてＡｌ含有量は０.００１％以上の範囲とすることが合理的である。ただし、Ａｌ含有量が上記の範囲でも、後述のようにＳｉ添加後のスラグ塩基度を適正化しなければ、スピネル系介在物の粒径分布を本発明規定範囲に安定して収めることは難しい。
　不可避的不純物として、Ｐ含有量は０.０４０％以下、Ｓ含有量は０.００２％以下とすることが好ましく、Ｍｇ含有量は０～０.００２％とすることが好ましい。
　冷間圧延での加工誘起マルテンサイト相の生成しやすさを調整するために、下記（１）式で定義されるＭｄ３０値が－５０～０の範囲にあることが好ましい。
　Ｍｄ３０＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９.２Ｓｉ－８.１Ｍｎ－１３.７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８.５Ｍｏ　…（１）
　ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量の値が代入される。
〔非金属介在物〕
　鋼中に存在する非金属介在物は、大きく分けて融点が低く軟質なタイプと融点が高く硬質なタイプに分類される。本発明対象鋼の場合、前者の軟質なタイプは主としてＣａＯ－ＳｉＯ２系のものである。この軟質タイプの介在物は熱間圧延温度で液体であるため熱間圧延時に圧延方向に伸ばされ、その後の冷間圧延ではそれが潰されてさらに細かく分散する。この種の軟質介在物は薄板材の耐疲労特性にほとんど悪影響を及ぼさない。
　問題となるのは後者の硬質タイプの介在物である。この種の介在物は熱間圧延後も粒状物として残り、冷間圧延後にはある程度破砕された硬質粒子が圧延方向に連なる形態で残存する。板厚が薄くなるほど板厚に占める介在物の板厚方向長さの割合が増し、それらの介在物粒子の周囲に応力が集中して割れの起点や伝播経路として機能しやすくなる。本発明対象鋼で問題となる硬質タイプの介在物は、ＴｉＮ系介在物とＡｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物であることがわかった。特にＴｉＮ系介在物は鋳造時に溶鋼温度が下がる過程でＴｉの溶解度が減少するにつれて成長する傾向があり、問題となりやすい。
　発明者らの検討によれば、熱延鋼板の段階で、上記のＴｉＮ系介在物とスピネル系介在物のうち、円相当径が６.０μｍ以上であるものの個数割合を少なくしておけば、例えば板厚２０～５００μｍといった薄板材にしたとき、繰り返しの弾性変形を受けた際の耐疲労特性を改善するために有利な介在物分布形態が得られる。具体的には、熱延鋼板の段階で、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）において、円相当径が６.０μｍ以上であるＴｉＮ系介在物とＡｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物のトータル個数密度が０.０５個／ｍｍ２以下である組織状態としておくことが極めて有効である。
　より好ましい熱延鋼板の組織状態としては、上記の個数密度の規定に加え、さらに、前記Ｌ断面において、ＴｉＮ系介在物とＡｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物の円相当径による最大粒子径が１０.０μｍ以下である金属組織を挙げることができる。この場合、最大粒子径を定めるためのＬ断面測定面積は、２００ｍｍ２以上とすればよい。
　板厚２０～５００μｍの薄板においては、圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物の個数密度がＬ断面内で３.０個／ｍｍ２以下であることが、繰り返しの弾性変形を受けた際の耐疲労特性を改善するために極めて有効であることがわかった。ここでは、上述の通り、圧延方向の粒子間距離２０μｍ以下、かつ板厚方向の粒子間距離１０μｍ以下で連なっている一群の非金属介在物粒子は１つの非金属介在物であるとみなす。
　耐疲労特性に関しては、ある程度接近して連なっている隣接介在物粒子は、連続した１つの粒子として存在している場合と同様に、クラック発生の起点として機能する。種々検討の結果、圧延方向の粒子間距離２０μｍ以下、かつ板厚方向の粒子間距離１０μｍ以下を維持して連なっている複数の非金属介在物粒子からなる粒子群（１つの非金属介在物とみなされるもの）であって、特に圧延方向長さが４０μｍ以上であるものは、本発明で対象とする高強度鋼において、繰り返しの弾性変形を付与したときのクラック発生起点となりやすい。しかし、そのような非金属介在物であっても、Ｌ断面における個数密度を３.０個／ｍｍ２以下にまで低減すると、耐疲労特性が改善されるのである。その理由として、圧延方向長さ４０μｍ以上の非金属介在物の存在密度が十分に低減されている場合には、それらの非金属介在物はクラック伝播経路としての機能を発揮しにくくなるのではないかと推察される。
　圧延方向長さ４０μｍ以上の非金属介在物のＬ断面における個数密度が低いほど、薄板の耐疲労特性向上には有利となる。もし、スクラップを使用せず純度の高い原料のみを使用して、例えば実験用の溶解炉などで鋼を溶製すれば、非金属介在物の極めて少ない薄板材を作製することは可能であると考えられる。しかしながら、大量生産現場で厚さ２０～５００μｍの鋼板を製造する場合、圧延方向長さ４０μｍ以上の非金属介在物の生成を完全に防止することは、製鋼工程への負荷を増大させコスト増につながる。従って、板厚２０～５００μｍの薄板において、圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物のＬ断面内の個数密度は、０.１～３.０個／ｍｍ２の範囲とすることが合理的である。
〔製造方法〕
　上述の硬質非金属介在物の粒度分布が適正化されたステンレス鋼板は、一般的なステンレス鋼の溶製設備を利用して製造することができる。代表的にはＶＯＤプロセスおよびＡＯＤプロセスが挙げられる。いずれにおいても、まず、含Ｃｒ溶鉄に酸素を吹き込む脱炭過程を終えた、Ｃｒ酸化物含有スラグを湯面上に有するＣ含有量０.２０％以下の溶鋼を製造する。この段階までは、使用する溶鋼収容容器として、付着物などからＴｉやＡｌがほとんどあるいは全く混入しない容器を選定することを除き、常法に従って製鋼過程を進めることができる。
　この段階の溶鋼は酸素を吹き込む脱炭を終えた溶鋼であるから、易酸化性元素Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉは、ほぼ全量が溶鋼中から酸化除去されている。すなわち、溶鋼中にはＴｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉはほとんど存在していない。また、溶鋼中に多量に含まれるＣｒもその一部が酸化され、Ｃｒ酸化物として溶鋼の湯面上にスラグを形成している。このＣｒ酸化物主体のスラグ中には溶鋼中から除去された前記Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉも酸化物として存在する。一方、溶鋼中には脱炭のために吹き込んだ酸素が多量に溶存している。そのため、鋳造前には脱酸を行う必要がある。また、本発明ではＳｉ含有量が２.００％を超える高Ｓｉ鋼を製造するために、Ｓｉを鋼中に含有させる必要がある。さらに、脱炭時に溶鋼中から抜け出したＣｒをスラグ中から鋼中に戻す処理（Ｃｒ還元回収）を行うことが望ましい。そこで本発明では、Ｆｅ－Ｓｉ合金を溶鋼中に投入することによって、上記の「脱酸」、「Ｓｉ含有量調整」、「Ｃｒ還元回収」を一挙に行う。また、必要に応じてその他の副原料を投入して、成分調整を行う。
　溶鋼中にＦｅ－Ｓｉ合金を投入してＳｉ含有量が２.００％を超えるように調整すると、多量に添加したＳｉ源により鋼中の脱酸が進行する。この脱酸による鋼中の酸素濃度は下記（２）式の化学反応における化学平衡によって決まる。
　Ｓｉ（in metal）＋２Ｏ（in metal）＝ＳｉＯ２（in slag）　…（２）
この平衡定数Ｋは下記（３）式のように表される。
　Ｋ＝Ａ（ＳｉＯ２）／Ａ（Ｓｉ）／Ａ（Ｏ）２　…（３）
ここで、Ａ（Ｘ）は成分Ｘの活量である。（３）式からわかるように、溶鋼中のＳｉ活量（すなわちＳｉ濃度）が高いほど溶鋼中の酸素活量（すなわち酸素濃度）は低い状態で平衡する。そのため、多量のＳｉ源を添加する本発明対象の溶鋼では、低Ｓｉ含有鋼（例えばＳＵＳ３０４などの一般的な鋼）の場合よりも溶鋼中の酸素濃度が低くなる。
　一方、スラグ中のＡｌ酸化物と溶鋼中の酸素との間にも下記（４）式に基づく化学平衡が成立する。
　２Ａｌ（in metal）＋３Ｏ（in metal）＝Ａｌ２Ｏ３（in slag）　…（４）
この化学平衡により、溶鋼中の酸素濃度が低い場合には溶鋼中のＡｌ濃度が高くなることによって平衡が保たれる。この関係はＴｉやＭｇについても同様に当てはまる。すなわち、溶鋼中の酸素濃度が低いと溶鋼中のＡｌ濃度、Ｔｉ濃度およびＭｇ濃度が高くなる。
　溶鋼中のＡｌ濃度、Ｍｇ濃度が高いほどスピネル系の介在物が生成・成長しやすい。溶鋼中のＴｉ濃度が高いほどＴｉＮ系介在物が生成・成長しやすい。従って、これらの介在物の生成・成長を抑制するためには、溶鋼中のＳｉ濃度を高めることに伴う溶鋼中酸素濃度の低下をできるだけ抑制する必要がある。溶鋼中の酸素濃度の低下を抑制するためには、スラグ中のＳｉＯ２濃度が高いほど有利となる。そこで本発明ではスラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２質量比）を低めにコントロールする手法をとる。具体的には造滓剤として添加するＣａ含有物質の投入量を調整する。造滓剤としては生石灰ＣａＯを使用すればよい。また、フラックス成分として必要に応じて添加されるＣａＦ２からもスラグ中にＣａが供給される。ＣａＦ２から供給されるＣａも、ＣａＯ量に換算して塩基度を算出する際のＣａＯ値に加える。種々検討の結果、Ｆｅ－Ｓｉ合金を投入し終わった後に湯面に存在するスラグにおいて、そのスラグ塩基度が１.３以上１.５以下の範囲となるようにすることが効果的であることがわかった。１.３以上１.４５以下とすることがより好ましく、１.３以上１.４以下とすることが更に好ましい。スラグ塩基度が低いほど溶鋼中の酸素濃度の低下が抑えられ、スラグからＴｉ、Ａｌ、Ｍｇが溶鋼中に入り込みにくくなる。ただし、スラグ塩基度が低くなりすぎるとＣｒ２Ｏ３などの別種の介在物が多量に生成してしまう。また、脱硫能力も低下する。従って最終的なスラグ塩基度を、１.３より低くならない狭い範囲にコントロールすることが極めて有効である。
　上述のように、酸素を吹き込む脱炭を終えた溶鋼中にはＴｉ、Ａｌ、Ｍｇがほとんど含まれておらず、これらの元素はＣｒ酸化物を主体とするスラグ中に酸化物として存在している。このスラグ中のＴｉ、Ａｌ、Ｍｇは、原料や耐火物から混入したもの、および電気炉や転炉などの設備に付着していた前チャージのスラグ、メタルなどから混入したものである。上記のスラグ塩基度のコントロールによって、鋼板中の硬質介在物の粒径分布を前述のように適正化するには、酸素を吹き込む脱炭を終えた時点以降、すなわちＦｅ－Ｓｉ合金を投入する時点以降に、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇの新たな混入をできるだけ防止する必要がある。特に溶鋼収容容器に前チャージで付着したスラグなどが残っていると、その付着物から混入する少量のＴｉやＡｌによって、粗大な硬質介在物が生成しやすいことが確認された。溶鋼収容容器からの混入を防止するためには、容器の内面を構成する耐火物がまだ溶鋼の収容に使用されていない溶鋼収容容器（新鍋）を使用することが最も好ましい。また、一般にステンレス鋼の製造現場で使用されているＦｅ－Ｓｉ合金中にはＡｌ、Ｔｉなどの不純物が含まれており、そこから混入するＡｌ、Ｔｉも粗大な硬質介在物の生成要因となることが確認された。従って、本発明では純度の高いＦｅ－Ｓｉ合金を適用する必要がある。具体的には、Ａｌ含有量が０.０５質量％以下、Ｔｉ含有量が０.０５質量％以下であるＦｅ－Ｓｉ合金を使用することが好ましい。その他の副原料や造滓剤からもＴｉ、Ａｌができるだけ混入しないように留意することが望ましい。
　最終的に溶鋼中のＴｉ含有量が０.００８質量％以下、Ａｌ含有量が０.００８質量％以下となるように、使用する溶鋼収容容器、副原料および造滓剤を選定することが重要である。最終的な鋼中のＴｉ含有量、Ａｌ含有量が上記を超えるような場合は、前述のスラグ塩基度のコントロールを行ったとしても、安定して上記所望の硬質介在物粒径分布を実現することが難しい。なお、Ｍｇについては最終的に溶鋼中の含有量が０.００２質量％以下となるようにコントロールすることが望ましいが、ＴｉおよびＡｌが上記の含有量に収まるように使用する溶鋼収容容器、副原料および造滓剤を選定すれば、Ｍｇの鋼中含有量を特に規制しなくてもスピネル系介在物の粒径分布は前記所望の状態となり、問題は生じないことが確認された。
　溶鋼中のＴｉ含有量が０.００６質量％以下、Ａｌ含有量が０.００６質量％以下となるようにすることがより好ましい。
　鋳造は、常法に従って行えばよい。通常は連続鋳造法により鋳片を得る。本明細書では、鋳造により得られた鋼材（凝固組織を有するもの）を鋳片と呼んでいる。従って、造塊法で得られる鋼塊（インゴット）も、便宜上、ここでいう鋳片に含まれる。
　得られた鋳片に対して少なくとも熱間圧延を含む熱間加工を施し、熱延鋼板を得る。造塊法の場合は、分塊圧延や熱間鍛造を経た後、熱間圧延を施す。熱間圧延の加熱温度は１１００～１２５０℃、熱延鋼板の板厚は例えば２.５～６.０ｍｍとすればよい。このようにして、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）において、円相当径が６.０μｍ以上であるＴｉＮ系介在物とＡｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物のトータル個数密度が０.０５個／ｍｍ２以下であるステンレス鋼熱延鋼板が得られる。
　次いで、この熱延鋼板に、焼鈍、冷間圧延、時効処理を施すことにより、高強度ステンレス鋼の薄板材を得ることができる。冷間圧延の工程は中間焼鈍工程を含めて複数回行ってもよい。各熱処理の工程後には必要に応じて酸洗が施される。熱延鋼板に施す焼鈍（熱延板焼鈍）の条件は例えば１０００～１１００℃×４０～１２０ｓｅｃ、最終的な冷間圧延率（中間焼鈍を施す場合は最終の中間焼鈍後の冷間圧延率）は例えば４０～７０％、時効処理条件は例えば４００～６００℃×１０～６０ｍｉｎとすることができる。薄板ばね材の用途では、例えば最終板厚を１５０μｍ以下とすることが好ましく１００μｍ未満とすることがより好ましい。例えば厚さ２０～７０μｍの薄板材とすることもできる。このようにして、マトリックス（金属素地）が加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相の混合組織である高強度ステンレス鋼の薄板材を得ることができる。加工誘起マルテンサイト相の面積率Ｍとオーステナイト相の面積率Ａの比率は、通常、Ｍ：Ａが３０：７０～５０：５０の範囲となる。Ｍｏを例えば２.００％以上含有するものでは、圧延方向の引張強さが２０００Ｎ／ｍｍ２以上である高強度を得ることができる。薄板材においては、圧延方向の粒子間距離２０μｍ以下、かつ板厚方向の粒子間距離１０μｍ以下で連なっている一群の非金属介在物粒子は１つの非金属介在物であるとみなすとき、圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物の個数密度がＬ断面内で３.０個／ｍｍ２以下である組織状態が得られ、その薄鋼板は繰り返しの弾性応力が付与されるばね材用途において良好な耐疲労特性を示す。
　表１に示す鋼をＶＯＤプロセスにて溶製した。いずれもＶＯＤ設備にて含Ｃｒ溶鉄に酸素を吹き込む最終の脱炭過程を終え、Ｃｒ酸化物含有スラグを湯面上に有するＣ含有量０.１０％以下の溶鋼を得た。この段階でのＣ含有量は表１に示した最終的なＣ含有量とほぼ等しい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　ＶＯＤ設備での最終的な脱炭では溶鋼収容容器として取鍋を用い、その後、鋳造前までの工程を同じ取鍋で進めた。その取鍋は、Ｎｏ.１、２の従来例では前チャージとしてＴｉ含有ステンレス鋼の溶製に用いたものを使用し、Ｎｏ.３、４の従来例では前チャージとしてＴｉ無添加ステンレス鋼の溶製に用いたものを使用し、Ｎｏ.５の本発明例では取鍋の内面を構成する耐火物がまだ溶鋼の収容に使用されていないもの（新鍋）を使用した。
　上記の最終脱炭を終えた溶鋼にＦｅ－Ｓｉ合金を投入し、溶鋼中のＳｉ含有量を目標値に調整するとともに、脱酸、およびスラグ中Ｃｒの還元回収を行った。この段階での溶鋼中Ｓｉ含有量は表１に示した最終的なＳｉ含有量とほぼ等しい。Ｆｅ－Ｓｉ合金としては、Ｎｏ.１～４の従来例ではＪＩＳ　Ｇ２３０２：１９９８に規定されるフェロシリコン２号に相当するものを使用した。分析の結果、このフェロシリコン２号品は、製品ロットにより若干の変動はあるが、Ａｌ：１.０質量％程度、Ｍｇ：０.０７質量％程度、Ｔｉ：０.０８質量％程度を含有していた。一方、Ｎｏ.５の本発明例ではＡｌ含有量を非常に低減した高品位Ｆｅ－Ｓｉ合金を使用した。分析の結果、この高品位Ｆｅ－Ｓｉ合金のＡｌ、Ｍｇ、Ｔｉ含有量は、Ａｌ：０.００９質量％、Ｍｇ：０.００１質量％未満、Ｔｉ：０.０１２質量％であった。
　Ｆｅ－Ｓｉ合金の投入に続いて、造滓剤として工業用生石灰（ＣａＯ）をスラグ中に投入した。その後、スラグを採取して成分分析を行った。その結果、スラグ塩基度は、Ｎｏ.１～４の従来例では１.６０～１.６５、Ｎｏ.５の本発明例では１.３３であった。
　各例とも、上記のようにして得た溶鋼を連続鋳造し、熱間圧延を経て板厚３.８ｍｍの熱延鋼板を得た。熱間圧延での加熱温度は１２３０℃とした。得られた熱延鋼板について、Ｌ断面をＳＥＭにより観察し、前掲の「熱延鋼板における介在物の個数密度の測定手法」に従い、円相当径が６.０μｍ以上であるＴｉＮ系介在物とＡｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物のトータル個数密度を測定した。その結果、上記トータル個数密度はＮｏ.１～４の従来例では０.２０～０.４５個／ｍｍ２、Ｎｏ.５の本発明例では０.０２個／ｍｍ２であった。本発明に従う溶製手法により、粗大な硬質介在物の生成を顕著に抑制できることがわかった。
　図３に従来例Ｎｏ.４の熱延鋼板Ｌ断面に観察される典型的なＴｉＮ系介在物のＳＥＭ写真を、また図４に本発明例Ｎｏ.５の熱延鋼板Ｌ断面に観察される典型的なＴｉＮ系介在物のＳＥＭ写真をそれぞれ例示する。いずれも写真の横方向が圧延方向である。なお、写真中に見られる十字カーソルはＥＤＸ分析のビーム照射位置を表すものである。
　次いで、熱延鋼板から採取したサンプルを用いて、１０５０℃×６０ｓｅｃの熱延板焼鈍、冷間圧延、１０５０℃×６０ｓｅｃの中間焼鈍、冷間圧延、５００℃×３０ｍｉｎの時効処理を施し、マトリックス（金属素地）が加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相の混合組織である板厚１２０μｍの薄板材を作製した。得られた薄板材の圧延方向の引張強さはいずれも２０００Ｎ／ｍｍ２を上回っていた。
　これらの薄板材のＬ断面について、前掲の「圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物の個数密度の測定方法」に従い、圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物の個数密度を測定した。ただし、上述の通り、圧延方向の粒子間距離２０μｍ以下、かつ板厚方向の粒子間距離１０μｍ以下で連なっている一群の非金属介在物粒子は１つの非金属介在物であるとみなした。測定の結果、上記圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物のＬ断面内の個数密度はＮｏ.１～４の従来例では８.２～３３.２個／ｍｍ２、Ｎｏ.５の本発明例では２.４個／ｍｍ２であった。ＥＤＸ分析の結果、カウント対象となった非金属介在物は、ＴｉＮ系介在物粒子、あるいはＡｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物粒子で構成されていた。
　本発明例では、耐疲労特性の低下要因となる圧延方向長さ４０μｍ以上の硬質非金属介在物の数が、従来例と比べ大幅に減少していた。
　参考のため、ＳＵＳ３０４（Ｓｉ含有量０.５５％）について、Ｆｅ－Ｓｉ合金による脱酸を行った場合の製造例を示す。前チャージにＴｉ含有ステンレス鋼の溶製に用いた取鍋を溶鋼収容容器として使用し、ＶＯＤ設備にて含Ｃｒ溶鉄に酸素を吹き込む脱炭過程を終え、Ｃｒ酸化物含有スラグを湯面上に有するＣ含有量約０.０５％の溶鋼を得た。この溶鋼に、前記フェロシリコン２号に相当するＦｅ－Ｓｉ合金を添加して、Ｓｉ含有量を調整した。また、造滓剤としての工業用生石灰（ＣａＯ）を投入した。その後、窒化クロムを投入して成分調整を終えた。最終的なスラグを採取して分析したところ、スラグ塩基度は１.６５であった。この溶鋼を連続鋳造し、常法にて熱間圧延を行って板厚３.５ｍｍの熱延鋼板を得た。この熱延鋼板について、上記Ｎｏ.１～５の場合と同様に非金属介在物の存在状況を調べた。その結果、円相当径が６.０μｍ以上であるＴｉＮ系介在物とＡｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物は見当たらなかった。このＳＵＳ３０４の例と、上述Ｎｏ.１～４の従来例を対比すると、Ｓｉ含有量が高いステンレス鋼種では、硬質介在物の生成を抑制することが非常に難しいことがわかる。

Claims (9)

  1. 　質量％で、Ｃ：０.０１０～０.２００％、Ｓｉ：２.００％超え４.００％以下、Ｍｎ：０.０１～３.００％、Ｎｉ：３.００％以上１０.００％未満、Ｃｒ：１１.００～２０.００％、Ｎ：０.０１０～０.２００％、Ｍｏ：０～３.００％、Ｃｕ：０～１.００％、Ｔｉ：０～０.００８％、Ａｌ：０～０.００８％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）において、圧延方向の粒子間距離２０μｍ以下、かつ板厚方向の粒子間距離１０μｍ以下で連なっている一群の非金属介在物粒子は１つの非金属介在物であるとみなすとき、圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物の個数密度がＬ断面内で３.０個／ｍｍ２以下である、板厚２０～５００μｍのステンレス鋼板。
  2. 　前記の圧延方向長さが４０μｍ以上である非金属介在物は、（i）ＴｉＮ系介在物粒子、（ii）Ａｌ，Ｍｇの１種以上を含有するスピネル系介在物粒子、のうち上記（i）、（ii）の１種または２種を含むものである、請求項１に記載のステンレス鋼板。
  3. 　圧延方向の引張強さが２０００Ｎ／ｍｍ２以上である請求項１または２に記載のステンレス鋼板。
  4. 　マトリックス（金属素地）が加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相の混合組織である請求項１または２に記載のステンレス鋼板。
  5. 　含Ｃｒ溶鉄に酸素を吹き込む脱炭過程を終えた、Ｃｒ酸化物含有スラグを湯面上に有するＣ含有量０.２０％以下の溶鋼に、副原料および造滓剤を投入して成分調整を行うに際し、溶鋼中のＴｉ含有量が０.００８質量％以下、Ａｌ含有量が０.００８質量％以下となるように、使用する溶鋼収容容器、副原料および造滓剤を選定し、副原料として少なくともＦｅ－Ｓｉ合金を溶鋼中に溶解させて脱酸、スラグ中Ｃｒの溶鋼中への還元回収、および鋼中Ｓｉ含有量の調整を行うとともに、Ｃａ含有造滓剤を投入してスラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２質量比）を１.３～１.５に調整し、下記（Ａ）に示す化学組成の溶鋼を得る工程、
    　前記の工程で得られた溶鋼を鋳造して鋳片を得る工程、
    　前記鋳片に、少なくとも熱間圧延を含む熱間加工を施し、熱延鋼板を得る工程、
    　前記熱延鋼板に、焼鈍および冷間圧延を１回以上行って板厚２０～５００μｍの冷延鋼板とする工程、
    を有するステンレス鋼板の製造方法。
    （Ａ）質量％で、Ｃ：０.０１０～０.２００％、Ｓｉ：２.００％超え４.００％以下、Ｍｎ：０.０１～３.００％、Ｎｉ：３.００％以上１０.００％未満、Ｃｒ：１１.００～２０.００％、Ｎ：０.０１０～０.２００％、Ｍｏ：０～３.００％、Ｃｕ：０～１.００％、Ｔｉ：０～０.００８％、Ａｌ：０～０.００８％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物。
  6. 　溶鋼収容容器として、容器の内面を構成する耐火物がまだ溶鋼の収容に使用されていないもの（新鍋）を使用する、請求項５に記載のステンレス鋼板の製造方法。
  7. 　前記Ｆｅ－Ｓｉ合金として、Ａｌ含有量が０.０５質量％以下、Ｔｉ含有量が０.０５質量％以下であるものを使用する、請求項５に記載のステンレス鋼板の製造方法。
  8. 　前記冷延鋼板に、時効処理を施す工程、
    をさらに有する請求項５に記載のステンレス鋼板の製造方法。
  9. 　マトリックス（金属素地）が加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相の混合組織であり、圧延方向の引張強さが２０００Ｎ／ｍｍ２以上である鋼板を得る請求項８に記載のステンレス鋼板の製造方法。
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