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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-07-30
(45)【発行日】2024-08-07
(54)【発明の名称】耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240731BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240731BHJP
C21D 9/46 20060101ALN20240731BHJP
C21C 7/10 20060101ALN20240731BHJP
C21C 7/04 20060101ALN20240731BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C22C38/58
C21D9/46 Q
C21C7/10 J
C21C7/04 J
【請求項の数】
6
(21)【出願番号】P 2022572121
(86)(22)【出願日】2021-12-09
(86)【国際出願番号】 JP2021045290
(87)【国際公開番号】W WO2022138194
(87)【国際公開日】2022-06-30
【審査請求日】2023-04-24
(31)【優先権主張番号】P 2020215708
(32)【優先日】2020-12-24
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(73)【特許権者】
【識別番号】503378420
【氏名又は名称】日鉄ステンレス株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100120891
【弁理士】
【氏名又は名称】林 一好
(74)【代理人】
【識別番号】100182925
【弁理士】
【氏名又は名称】北村 明弘
(72)【発明者】
【氏名】斎藤 俊
(72)【発明者】
【氏名】福元 成雄
(72)【発明者】
【氏名】蛭濱 修久
(72)【発明者】
【氏名】田中 輝
(72)【発明者】
【氏名】金子 農
【審査官】河野 一夫
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１７－１５５３１７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００５－０９７６８２（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０２１／２５６１４５（ＷＯ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００
Ｃ２２Ｃ ３８／５８
Ｃ２１Ｄ ９／４６
Ｃ２１Ｃ ７／１０
Ｃ２１Ｃ ７／０４
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：０．７０～３．００％、Ｍｎ：３．００％以下、Ｎｉ：６．００～１０．００％、Ｃｒ：１０．００～１７．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｕ：０．５０～２．００％、Ｍｏ：０．５０～３．００％、Ｔｉ：０．１５～０．４５％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．００２０％以下、Ｍｇ：０．００２０％超え０．０１５０％以下、Ｎ：０．０１５％以下およびＯ：０．００７０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、母相中に存在する非金属介在物のうち、相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物が存在しないか、または、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物が存在しても、その個数密度が０．１００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
【請求項2】
前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物に含まれる化合物の平均組成成分を分析して得られたＡｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の合計質量を１００質量％とするとき、ＭｇＯの質量割合（％）は、下記に示す式（１）の範囲を満たし、かつ、前記鋼組成中のＭｇとＯの含有量が、下記に示す式（２）および（３）の関係を満たす、請求項１に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
［％ＭｇＯ］≧８０％ ・・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
［％Ｍｇ］／［％Ｏ］≧１．５ ・・・・・・・・・・・・（２）
［％Ｍｇ］×［％Ｏ］≧１．０×１０－５ ・・・・・・・・（３）
ただし、式（１）中に示す［％ＭｇＯ］は、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物に含まれるＭｇＯの質量割合（質量％）を意味し、また、式（２）および式（３）中に示す［％Ｍｇ］および［％Ｏ］は、それぞれ前記鋼組成中のＭｇおよびＯの含有量（質量％）を意味する。
【請求項3】
前記母相中に存在する、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物は、相当円直径が２０μｍ以下である、請求項１または２に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。【請求項4】
シェンク式曲げねじり疲労試験において、破断せずに繰返し数が１０００万回に達する応力を疲労限界応力とした場合の疲労限界応力が５５０ＭＰａ以上である、請求項１、２または３に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。【請求項5】
前記母相中に存在する非金属介在物のうち、相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物の個数密度が０．０５０個／ｍｍ２以下である請求項１～４のいずれか１項に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。【請求項6】
シェンク式曲げねじり疲労試験において、破断せずに繰返し数が１０００万回に達する応力を疲労限界応力とした場合の疲労限界応力が６００ＭＰａ以上である、請求項５に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼に関する。
【背景技術】
【0002】
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板は、時効処理前の硬さが低いため、優れた打ち抜き加工性や成形加工性を有し、また、時効処理後は高強度を発現するとともに、高い溶接軟化抵抗を有する。
【0003】
このため、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板は、時効処理前後で変化する特性を活用し、溶接が必要なスチールベルト等の構造用材料や各種バネ材料として多用されている。さらに、これらの材料には、耐疲労特性に優れていることも合わせて要求される。
【0004】
耐疲労特性を向上させるための手段としては、母相中に存在する介在物を微細にすることが有効であるが、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板は、通常、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉを析出硬化元素として含むため、鋼中に不可避的に混入するＮがＴｉと反応して、粗大で角張ったＴｉＮの非金属介在物が生成しやすい傾向にある。
【0005】
また、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板は、脱酸生成物として、酸化物系の非金属介在物や、ＴｉＮと酸化物の複合酸窒化物の非金属介在物が生成しやすいため、耐疲労特性を向上するためには、これら全ての非金属介在物のサイズを小さくすることが望ましい。
【0006】
さらに、鋼中に含有するＳｉは、Ｔｉの活量を高める作用を有するため、ＴｉＮや、ＴｉＮと酸化物の複合酸窒化物の生成および成長を抑制することが難しいという問題もある。
【0007】
鋼中のＴｉＮ介在物を微細化するための手段としては、例えば特許文献１に、溶鋼中にＺｒを添加することで微細なＺｒ酸化物が生成し、これを核としてＴｉＮ介在物が微細に晶出し、さらにＺｒＮとしてＮを固定することでＴｉＮの形成を抑制した、マルテンサイト組織を呈する疲労特性に優れたマルエージング鋼が開示されている。
【0008】
しかしながら、特許文献１に記載のマルエージング鋼は、真空アーク再溶解法を用いて製造することを前提としたものであって、Ｎ含有量を０．００２０質量％以下にまで低減することが必要であり、このような低Ｎ含有量は、通常の製造工程である、溶解（電気炉）、一次精錬（転炉）、二次精錬（ＡＯＤまたはＶＯＤ）および連続鋳造の順に行われるような汎用的な大量生産方式の製造方法で析出硬化型マルテンサイト系鋼を製造する場合には、コスト制約上の点から、達成することが難しく、加えて、溶鋼中のＺｒの添加は、連続鋳造時に浸漬ノズルが閉塞しやすくなるという問題もある。また、特許文献１に記載のマルテンサイト系鋼は、Ｔｉの活量を高めるＳｉを含有していないため、Ｓｉを含有するマルテンサイト系鋼に比べると、ＴｉＮの生成を抑制することは比較的容易であると言える。
【0009】
また、特許文献２には、微量のＭｇを添加することにより、鋼帯中に残留する酸化物系非金属介在物のサイズを小さくしたマルエージング鋼の冷間圧延鋼帯が開示されている。
【0010】
しかしながら、特許文献２に記載のマルエージング鋼の冷間圧延鋼帯もまた、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）法や真空誘導溶解（ＶＩＭ）法を用いて製造することを前提としたものであって、Ｎ含有量を０．００３０質量％以下にまで低減することが必要であり、このような低Ｎ含有量は、上述した通常の製造工程を有する製造方法で析出硬化型マルテンサイト系鋼を製造する場合には、コスト制約上の点から、達成することが難しいという問題がある。また、特許文献２に記載のマルテンサイト系鋼は、窒化物系非金属介在物と酸化物系非金属介在物の大きさを小さくするのを、別々の手法で達成するものであって、種々の非金属介在物の大きさを、全体として小さく（微細化）する点については開示されていない。加えて、Ｔｉの活量を高めるＳｉを含有していないため、ＴｉＮの生成を抑制することは比較的容易であると言える。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0011】
【文献】特開２０１９－１１５１５号公報
【文献】特許第４１１０５１８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0012】
本発明の目的は、鋼中にＳｉを含有しかつＮ含有量を過度に制限することなく、例えば、溶解（電気炉）、一次精錬（転炉）、二次精錬（ＡＯＤまたはＶＯＤ）および連続鋳造の順に行われる汎用的な大量生産方式において製造した場合であっても、鋼中に含まれる窒化物（例えば、ＴｉＮ）や、酸化物（例えば、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３）のように組成の異なる非金属介在物の大きさを、全体として小さく（微細化）することによって、母相中に存在する大きなサイズの非金属介在物の個数密度を制限することができる結果として、耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0013】
本発明者らは、耐疲労特性に悪影響を及ぼす粗大な非金属介在物が、ＭｇＯ酸化物や、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）の酸化物を核として生成および成長したＴｉＮを含む酸窒化物であることを見出した。ここで、ＴｉＮの核生成サイトとなる有効な酸化物が存在すると、この酸化物を核として、溶鋼温度が凝固開始温度よりも高い温度領域からＴｉＮの生成が開始し、その後、溶鋼温度を凝固開始温度に至るまで降下させると、ＴｉＮの成長が進行し、結果として粗大なＴｉＮを含む酸窒化物が生成してしまう。一方、この核生成サイトとして有効な酸化物が溶鋼中に微細な分散状態で多数個存在する場合では、それらの微細な酸化物を核として、溶鋼温度が凝固開始温度よりも高い温度領域からＴｉＮの生成が開始し、その後、溶鋼温度を凝固開始温度に至るまで降下させると、既に生成したＴｉＮが成長するのではなく、多数個の微細な酸化物のそれぞれを核として、新たにＴｉＮを含む酸窒化物を生成するため、生成した酸窒化物の生成個数は増加するものの、各々の酸窒化物のサイズとしては小さくなることを突き止めた。さらに、本発明者らは、小さなサイズの酸窒化物を生成するためには、ＴｉＮの核生成サイトとなる酸化物を、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）ではなく、ＭｇＯにすることが有効であることを見出した。すなわち、ＭｇＯは、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３に比べてＴｉＮとの不整合度が小さいため、より有効な核生成サイトとなるからである。また、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３は、鋳造時に浸漬ノズル詰まりを発生させやすいことが知られており、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３を溶鋼中に多量に生成させることは生産性の面で望ましくないことも判明した。そして、本発明者らは、ＴｉＮが粗大化することなく微細析出状態のまま溶鋼中に分散して存在する結果、母相中に存在する非金属介在物のうち、相当円直径が１０μｍ以上と大きなサイズの特定非金属介在物の個数密度を０．１００個／ｍｍ２以下と小さくすることが可能になり、これによって、耐疲労特性が格段に向上することを見出し、本発明を完成させるに至った。
【0014】
すなわち、本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
（ｉ）質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：０．７０～３．００％、Ｍｎ：３．００％以下、Ｎｉ：６．００～１０．００％、Ｃｒ：１０．００～１７．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｕ：０．５０～２．００％、Ｍｏ：０．５０～３．００％、Ｔｉ：０．１５～０．４５％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．００２０％以下、Ｍｇ：０．００２０％超え０．０１５０％以下、Ｎ：０．０１５％以下およびＯ：０．００７０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、母相中に存在する非金属介在物のうち、相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物が存在しないか、または、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物が存在しても、その個数密度が０．１００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
（ｉｉ）前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物に含まれる化合物の平均組成成分を分析して得られたＡｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の合計質量を１００質量％とするとき、ＭｇＯの質量割合（％）は、下記に示す式（１）の範囲を満たし、かつ、
前記鋼組成中のＭｇとＯの含有量が、下記に示す式（２）および（３）の関係を満たす、上記（ｉ）に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
［％ＭｇＯ］≧８０％ ・・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
［％Ｍｇ］／［％Ｏ］≧１．５ ・・・・・・・・・・・・（２）
［％Ｍｇ］×［％Ｏ］≧１．０×１０－５ ・・・・・・・・（３）
ただし、式（１）中に示す［％ＭｇＯ］は、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物に含まれるＭｇＯの質量割合（質量％）を意味し、また、式（２）および式（３）中に示す［％Ｍｇ］および［％Ｏ］は、それぞれ前記鋼組成中のＭｇおよびＯの含有量（質量％）を意味する。
（ｉｉｉ）前記母相中に存在する、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物は、相当円直径が２０μｍ以下である、上記（ｉ）または（ｉｉ）に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
（ｉｖ）シェンク式曲げねじり疲労試験において、破断せずに繰返し数が１０００万回に達する応力を疲労限界応力とした場合の疲労限界応力が５５０ＭＰａ以上である、上記（ｉ）、（ｉｉ）または（ｉｉｉ）に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
（ｖ）前記母相中に存在する非金属介在物のうち、相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物の個数密度が０．０５０個／ｍｍ２以下である上記（ｉ）～（ｉｖ）のいずれか１項に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
（ｖｉ）シェンク式曲げねじり疲労試験において、破断せずに繰返し数が１０００万回に達する応力を疲労限界応力とした場合の疲労限界応力が６００ＭＰａ以上である、上記（ｖ）に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
（ｉ）質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：０．７０～３．００％、Ｍｎ：３．００％以下、Ｎｉ：６．００～１０．００％、Ｃｒ：１０．００～１７．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｕ：０．５０～２．００％、Ｍｏ：０．５０～３．００％、Ｔｉ：０．１５～０．４５％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．００２０％以下、Ｍｇ：０．００２０％超え０．０１５０％以下、Ｎ：０．０１５％以下およびＯ：０．００７０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、母相中に存在する非金属介在物のうち、相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物が存在しないか、または、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物が存在しても、その個数密度が０．１００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
（ｉｉ）前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物に含まれる化合物の平均組成成分を分析して得られたＡｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の合計質量を１００質量％とするとき、ＭｇＯの質量割合（％）は、下記に示す式（１）の範囲を満たし、かつ、
前記鋼組成中のＭｇとＯの含有量が、下記に示す式（２）および（３）の関係を満たす、上記（ｉ）に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
［％ＭｇＯ］≧８０％ ・・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
［％Ｍｇ］／［％Ｏ］≧１．５ ・・・・・・・・・・・・（２）
［％Ｍｇ］×［％Ｏ］≧１．０×１０－５ ・・・・・・・・（３）
ただし、式（１）中に示す［％ＭｇＯ］は、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物に含まれるＭｇＯの質量割合（質量％）を意味し、また、式（２）および式（３）中に示す［％Ｍｇ］および［％Ｏ］は、それぞれ前記鋼組成中のＭｇおよびＯの含有量（質量％）を意味する。
（ｉｉｉ）前記母相中に存在する、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物は、相当円直径が２０μｍ以下である、上記（ｉ）または（ｉｉ）に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
（ｉｖ）シェンク式曲げねじり疲労試験において、破断せずに繰返し数が１０００万回に達する応力を疲労限界応力とした場合の疲労限界応力が５５０ＭＰａ以上である、上記（ｉ）、（ｉｉ）または（ｉｉｉ）に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
（ｖ）前記母相中に存在する非金属介在物のうち、相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物の個数密度が０．０５０個／ｍｍ２以下である上記（ｉ）～（ｉｖ）のいずれか１項に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
（ｖｉ）シェンク式曲げねじり疲労試験において、破断せずに繰返し数が１０００万回に達する応力を疲労限界応力とした場合の疲労限界応力が６００ＭＰａ以上である、上記（ｖ）に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。
【図面の簡単な説明】
【0015】
【図1】図１は、本発明例（サンプルＮｏ．１～１５）のステンレス鋼と比較例（サンプルＮｏ．１６～２１）のステンレス鋼について、母相中に存在する特定非金属介在物の個数密度（個／ｍｍ２）を横軸とし、疲労限界応力（ＭＰａ）を縦軸としてプロットしたときの図である。
【図2】図２は、鋼組成中のＭｇ含有量が０．００２０質量％以下と少ない場合において、溶鋼が凝固する際にＭｇＯを核としてＴｉＮが生成および成長する過程を説明するための概念図であって、図２(ａ）が溶融温度でＭｇＯを核としてＴｉＮが生成(析出)した状態を示し、また、図２（ｂ）が図２（ａ）の状態からさらに冷却して溶鋼が凝固開始温度まで降下した状態を示す。
【図3】図３は、鋼組成中のＭｇ含有量が０．００２０質量％超え０．０１５０％以下の範囲である場合において、溶鋼が凝固する際にＭｇＯを核としてＴｉＮが生成および成長する過程を説明するための概念図であって、図３（ａ）が溶融温度でＭｇＯを核としてＴｉＮが生成(析出)した状態を示し、また、図３（ｂ）が図３（ａ）の状態からさらに冷却して溶鋼が凝固開始温度まで降下した状態を示す。
【発明を実施するための形態】
【0016】
以下、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の好ましい実施形態について、詳細に説明する。本発明に従う析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：０．７０～３．００％、Ｍｎ：３．００％以下、Ｎｉ：６．００～１０．００％、Ｃｒ：１０．００～１７．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｕ：０．５０～２．００％、Ｍｏ：０．５０～３．００％、Ｔｉ：０．１５～０．４５％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．００２０％以下、Ｍｇ：０．００２０％超え０．０１５０％以下、Ｎ：０．０１５％以下およびＯ：０．００７０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、母相中に存在する非金属介在物のうち、相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物(以下、これを「特定非金属介在物」という場合がある。)が存在しないか、または、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物が存在しても、その個数密度が０．１００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼である。
【0017】
（Ｉ）合金組成
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の合金組成とその作用について以下で説明する。
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：０．７０～３．００％、Ｍｎ：３．００％以下、Ｎｉ：６．００～１０．００％、Ｃｒ：１０．００～１７．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｕ：０．５０～２．００％、Ｍｏ：０．５０～３．００％、Ｔｉ：０．１５～０．４５％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．００２０％以下、Ｍｇ：０．００２０％超え０．０１５０％以下、Ｎ：０．０１５％以下およびＯ：０．００７０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する。なお、以下の合金組成の各成分の説明では、「質量％」を単に「％」として示す。
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の合金組成とその作用について以下で説明する。
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：０．７０～３．００％、Ｍｎ：３．００％以下、Ｎｉ：６．００～１０．００％、Ｃｒ：１０．００～１７．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｕ：０．５０～２．００％、Ｍｏ：０．５０～３．００％、Ｔｉ：０．１５～０．４５％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．００２０％以下、Ｍｇ：０．００２０％超え０．０１５０％以下、Ｎ：０．０１５％以下およびＯ：０．００７０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する。なお、以下の合金組成の各成分の説明では、「質量％」を単に「％」として示す。
【0018】
なお、本明細書における「ステンレス鋼」という用語は、具体的な形状が限定されないステンレス鋼製の鋼材（ステンレス鋼材）を意味する。鋼材の形状としては、例えば、鋼板、鋼管、条鋼等が挙げられる。
【0019】
＜Ｃ：０．０８０％以下＞
Ｃ（炭素）は、鋼の強度を向上させ、且つ高温で生成するδフェライト相を抑制する上で有効な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０８０％を超えると、焼入れにより生成したマルテンサイト相の硬度が上昇し、冷間加工変形能が低下する。その結果、成形加工性が不十分になると共に、溶体化処理後の冷却でマルテンサイト単相組織を得ることが困難になる。更に、Ｃ含有量が０．０８０％を超えると、焼鈍状態でＴｉＣの生成を促進させ、靭性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．０８０％以下とした。
Ｃ（炭素）は、鋼の強度を向上させ、且つ高温で生成するδフェライト相を抑制する上で有効な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０８０％を超えると、焼入れにより生成したマルテンサイト相の硬度が上昇し、冷間加工変形能が低下する。その結果、成形加工性が不十分になると共に、溶体化処理後の冷却でマルテンサイト単相組織を得ることが困難になる。更に、Ｃ含有量が０．０８０％を超えると、焼鈍状態でＴｉＣの生成を促進させ、靭性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．０８０％以下とした。
【0020】
＜Ｓｉ：０．７０～３．００％＞
Ｓｉ（珪素）は、固溶強化能が大きく、マトリックスを強化する作用を有する元素である。また、Ｓｉは、Ｔｉ及びＮｉとともに複合添加することによって、時効処理時にＳｉ、Ｔｉ、Ｎｉ等の元素からなる金属間化合物の微細整合析出が生じ、鋼の強度を向上させる。このような作用は、Ｓｉ含有量が０．７０％以上で顕著に現れる。しかしながら、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、δフェライト相の生成が助長され、強度及び靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．７０～３．００％の範囲とした。
Ｓｉ（珪素）は、固溶強化能が大きく、マトリックスを強化する作用を有する元素である。また、Ｓｉは、Ｔｉ及びＮｉとともに複合添加することによって、時効処理時にＳｉ、Ｔｉ、Ｎｉ等の元素からなる金属間化合物の微細整合析出が生じ、鋼の強度を向上させる。このような作用は、Ｓｉ含有量が０．７０％以上で顕著に現れる。しかしながら、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、δフェライト相の生成が助長され、強度及び靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．７０～３．００％の範囲とした。
【0021】
＜Ｍｎ：３．００％以下＞
Ｍｎ（マンガン）は、高温域でδフェライト相が生成することを抑制する作用を有する元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、溶接部の靭性低下や溶接作業性の低下を引き起こし易い。したがって、Ｍｎ含有量は３．００％以下とした。
Ｍｎ（マンガン）は、高温域でδフェライト相が生成することを抑制する作用を有する元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、溶接部の靭性低下や溶接作業性の低下を引き起こし易い。したがって、Ｍｎ含有量は３．００％以下とした。
【0022】
＜Ｎｉ：６．００～１０．００％＞
Ｎｉ（ニッケル）は、析出硬化に寄与し、δフェライト相の生成を抑制する元素である。本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼においては、時効硬化能を低下させず、高強度で且つ高靭性を維持するために、６．００％以上のＮｉを含有させることが必要である。しかしながら、Ｎｉ含有量が１０．００％を超えると、焼入れ後の残留オーステナイト相の量が増加するため、必要とする強度が得られない。したがって、Ｎｉ含有量は６．００～１０．００％の範囲とした。
Ｎｉ（ニッケル）は、析出硬化に寄与し、δフェライト相の生成を抑制する元素である。本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼においては、時効硬化能を低下させず、高強度で且つ高靭性を維持するために、６．００％以上のＮｉを含有させることが必要である。しかしながら、Ｎｉ含有量が１０．００％を超えると、焼入れ後の残留オーステナイト相の量が増加するため、必要とする強度が得られない。したがって、Ｎｉ含有量は６．００～１０．００％の範囲とした。
【0023】
＜Ｃｒ：１０．００～１７．００％＞
Ｃｒ（クロム）は、ステンレス鋼としての耐食性を得るため、１０．００％以上含有させることが必要である。しかしながら、Ｃｒ含有量が１７．００％を超えると、δフェライト相及び残留オーステナイト相が生成し、溶接部の強度を低下させる原因となる。したがって、Ｃｒ含有量は１０．００～１７．００％の範囲とした。
Ｃｒ（クロム）は、ステンレス鋼としての耐食性を得るため、１０．００％以上含有させることが必要である。しかしながら、Ｃｒ含有量が１７．００％を超えると、δフェライト相及び残留オーステナイト相が生成し、溶接部の強度を低下させる原因となる。したがって、Ｃｒ含有量は１０．００～１７．００％の範囲とした。
【0024】
＜Ｐ：０．０５０％以下＞
Ｐ（リン）は、不純物であり、製造時の熱間加工性や凝固割れを助長する元素である他、硬質化して延性を低下させる。この点で、Ｐ含有量は、低いほど好ましいことから、その上限を０．０５０％とした。
Ｐ（リン）は、不純物であり、製造時の熱間加工性や凝固割れを助長する元素である他、硬質化して延性を低下させる。この点で、Ｐ含有量は、低いほど好ましいことから、その上限を０．０５０％とした。
【0025】
＜Ｓ：０．００８％以下＞
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳ等の非金属介在物として鋼中に存在し、疲労強度、靭性、耐食性等に悪影響を与える。この点で、Ｓ含有量は、低いほど好ましいことから、その上限を０．００８％とした。
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳ等の非金属介在物として鋼中に存在し、疲労強度、靭性、耐食性等に悪影響を与える。この点で、Ｓ含有量は、低いほど好ましいことから、その上限を０．００８％とした。
【0026】
＜Ｃｕ：０．５０～２．００％＞
Ｃｕ（銅）は、亜硫酸ガス系の腐食環境下における耐食性を確保するのに有効な元素であり、Ｃｕ含有量が０．５０％以上になると、耐食性の向上が顕著になる。しかしながら、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、熱間加工性が劣化し、加工された素材表面にひび割れ等の欠陥が発生することがあり、また、高強度化した場合に靭性が低下する傾向がみられる。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０～２．００％の範囲とした。
Ｃｕ（銅）は、亜硫酸ガス系の腐食環境下における耐食性を確保するのに有効な元素であり、Ｃｕ含有量が０．５０％以上になると、耐食性の向上が顕著になる。しかしながら、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、熱間加工性が劣化し、加工された素材表面にひび割れ等の欠陥が発生することがあり、また、高強度化した場合に靭性が低下する傾向がみられる。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０～２．００％の範囲とした。
【0027】
＜Ｍｏ：０．５０～３．００％＞
Ｍｏ（モリブデン）は、強度及び靭性を向上させる作用を有する元素である。かかる作用を発現するため、Ｍｏ含有量は０．５０％以上とすることが必要である。しかしながら、Ｍｏ含有量が３．００％を超えると、Ｍｏ含有量の増加に見合った強度及び靭性の向上効果が得られないだけではなく、δフェライト相の生成が助長され、溶接部の強度が低下し易くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０～３．００％の範囲とした。
Ｍｏ（モリブデン）は、強度及び靭性を向上させる作用を有する元素である。かかる作用を発現するため、Ｍｏ含有量は０．５０％以上とすることが必要である。しかしながら、Ｍｏ含有量が３．００％を超えると、Ｍｏ含有量の増加に見合った強度及び靭性の向上効果が得られないだけではなく、δフェライト相の生成が助長され、溶接部の強度が低下し易くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０～３．００％の範囲とした。
【0028】
＜Ｔｉ：０．１５～０．４５％＞
Ｔｉ（チタン）は、析出硬化に寄与する元素であり、高強度を得るために０．１５％以上のＴｉを含有させることが必要である。しかしながら、０．４５％を超えるＴｉを含有させると、過度の析出硬化反応によって靭性の低下が生じる。したがって、Ｔｉ含有量は０．１５～０．４５％の範囲とした。
Ｔｉ（チタン）は、析出硬化に寄与する元素であり、高強度を得るために０．１５％以上のＴｉを含有させることが必要である。しかしながら、０．４５％を超えるＴｉを含有させると、過度の析出硬化反応によって靭性の低下が生じる。したがって、Ｔｉ含有量は０．１５～０．４５％の範囲とした。
【0029】
＜Ａｌ：０．０７０％以下＞
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸剤として作用する元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０７０％を超えると、溶接性が悪化しやすくなる。このため、Ａｌ含有量は、０．０７０％以下とした。
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸剤として作用する元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０７０％を超えると、溶接性が悪化しやすくなる。このため、Ａｌ含有量は、０．０７０％以下とした。
【0030】
＜Ｃａ：０．００２０％以下＞
Ｃａ（カルシウム）は、熱間加工性改善に寄与する元素であるが、０．００２０％を超えて含有すると、大型のＣａＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３系介在物が生成しやすくなり、かかる介在物が鋼中に存在すると、耐疲労特性に悪影響を及ぼす可能性があるとともに、表面疵の発生原因にもなりやすい。したがって、Ｃａ含有量は、０．００２０％以下とした。
Ｃａ（カルシウム）は、熱間加工性改善に寄与する元素であるが、０．００２０％を超えて含有すると、大型のＣａＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３系介在物が生成しやすくなり、かかる介在物が鋼中に存在すると、耐疲労特性に悪影響を及ぼす可能性があるとともに、表面疵の発生原因にもなりやすい。したがって、Ｃａ含有量は、０．００２０％以下とした。
【0031】
＜Ｍｇ：０．００２０％超え０．０１５０％以下＞
Ｍｇ（マグネシウム）は、脱酸元素として添加する場合がある他、スラブの組織を微細化させ、熱間加工性、成型性向上に寄与する元素である。また、Ｍｇは、酸素と化合しやすいため、母相中にＭｇＯやＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）のような酸化物系非金属介在物として析出することが知られている。従来では、ＭｇＯは、ＴｉＮの核となって、ＴｉＮの生成および成長を促進させる酸化物として考えられていたため、鋼中のＭｇ含有量を少なくして溶鋼中に析出するＭｇＯの量を少なくすることが、耐疲労特性を改善する上で望ましいとされていた。しかしながら、本発明者らが析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼における耐疲労特性の改善について鋭意検討を行った結果、鋼中にＭｇを０．００２０％よりも多く含有させた場合でも、鋼中における、Ｍｇ含有量をＯ含有量との関係で適正範囲に限定することによって、Ｍｇの過飽和度を高め、Ｍｇ＋Ｏ→ＭｇＯの反応を促進させて、多数個の微細なＭｇＯを溶鋼中に分散析出させることが可能になり、微細に分散析出した多数個のＭｇＯが、ＴｉＮの核生成サイトとなってＴｉＮが微細に生成（析出）するため、ＴｉＮの成長が抑制され、ＭｇＯとＴｉＮの酸窒化物は、溶鋼中に粗大化せずに微細な状態で存在できる結果、耐疲労特性を向上させることができることを見出した。このため、本発明では、Ｍｇ含有量を０．００２０％超えとし、好ましくは０．００４０％以上、より好ましくは０．００６０％以上とする。なお、Ｍｇ含有量が０．０１５０％を超えると、溶接性や耐食性が低下する傾向があるため、Ｍｇ含有量の上限を０．０１５０％とした。
Ｍｇ（マグネシウム）は、脱酸元素として添加する場合がある他、スラブの組織を微細化させ、熱間加工性、成型性向上に寄与する元素である。また、Ｍｇは、酸素と化合しやすいため、母相中にＭｇＯやＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）のような酸化物系非金属介在物として析出することが知られている。従来では、ＭｇＯは、ＴｉＮの核となって、ＴｉＮの生成および成長を促進させる酸化物として考えられていたため、鋼中のＭｇ含有量を少なくして溶鋼中に析出するＭｇＯの量を少なくすることが、耐疲労特性を改善する上で望ましいとされていた。しかしながら、本発明者らが析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼における耐疲労特性の改善について鋭意検討を行った結果、鋼中にＭｇを０．００２０％よりも多く含有させた場合でも、鋼中における、Ｍｇ含有量をＯ含有量との関係で適正範囲に限定することによって、Ｍｇの過飽和度を高め、Ｍｇ＋Ｏ→ＭｇＯの反応を促進させて、多数個の微細なＭｇＯを溶鋼中に分散析出させることが可能になり、微細に分散析出した多数個のＭｇＯが、ＴｉＮの核生成サイトとなってＴｉＮが微細に生成（析出）するため、ＴｉＮの成長が抑制され、ＭｇＯとＴｉＮの酸窒化物は、溶鋼中に粗大化せずに微細な状態で存在できる結果、耐疲労特性を向上させることができることを見出した。このため、本発明では、Ｍｇ含有量を０．００２０％超えとし、好ましくは０．００４０％以上、より好ましくは０．００６０％以上とする。なお、Ｍｇ含有量が０．０１５０％を超えると、溶接性や耐食性が低下する傾向があるため、Ｍｇ含有量の上限を０．０１５０％とした。
【0032】
＜Ｎ：０．０１５％以下＞
Ｎ（窒素）は、Ｔｉとの親和力が大きく、析出硬化元素として働くＴｉ成分の一部を、ＴｉＮの生成によって消費することになり、また、Ｎ含有量の増加に応じてＴｉＮ介在物が大きくなり、疲労強度や靭性を低下させる原因となる。したがって、Ｎ含有量は、低いほど好ましいが、過度に低減することはコスト高につながる。このため、本発明では、例えば、溶解（電気炉）、一次精錬（転炉）、二次精錬（ＡＯＤまたはＶＯＤ）および連続鋳造の順に行われる汎用的な大量生産方式において製造した場合であっても達成が容易であるＮ含有量の範囲とし、具体的には０．０１５％以下とした。
Ｎ（窒素）は、Ｔｉとの親和力が大きく、析出硬化元素として働くＴｉ成分の一部を、ＴｉＮの生成によって消費することになり、また、Ｎ含有量の増加に応じてＴｉＮ介在物が大きくなり、疲労強度や靭性を低下させる原因となる。したがって、Ｎ含有量は、低いほど好ましいが、過度に低減することはコスト高につながる。このため、本発明では、例えば、溶解（電気炉）、一次精錬（転炉）、二次精錬（ＡＯＤまたはＶＯＤ）および連続鋳造の順に行われる汎用的な大量生産方式において製造した場合であっても達成が容易であるＮ含有量の範囲とし、具体的には０．０１５％以下とした。
【0033】
＜Ｏ：０．００７０％以下＞
Ｏ（酸素）は、酸化物系非金属介在物の構成元素であって、大きな酸化物系非金属介在物が生成すると、鋼の清浄度を悪化させるとともに、表面疵の発生原因となる。このため、Ｏ含有量は、低いほど好ましく、具体的には０．００７０％以下とした。
Ｏ（酸素）は、酸化物系非金属介在物の構成元素であって、大きな酸化物系非金属介在物が生成すると、鋼の清浄度を悪化させるとともに、表面疵の発生原因となる。このため、Ｏ含有量は、低いほど好ましく、具体的には０．００７０％以下とした。
【0034】
＜残部：Ｆｅおよび不可避不純物＞
上述した成分以外の残部は、Ｆｅ（鉄）および不可避不純物である。ここでいう不可避不純物は、製造工程上、不可避的に含まれうる含有レベルの不純物を意味する。不可避不純物として挙げられる成分としては、例えば、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｗ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｇａ、Ｂｉ、ＲＥＭ等が挙げられる。なお、これら不可避不純物の成分含有量は、成分ごとに０．５％以下、不可避不純物の成分の総量で２．０％以下とすればよい。
上述した成分以外の残部は、Ｆｅ（鉄）および不可避不純物である。ここでいう不可避不純物は、製造工程上、不可避的に含まれうる含有レベルの不純物を意味する。不可避不純物として挙げられる成分としては、例えば、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｗ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｇａ、Ｂｉ、ＲＥＭ等が挙げられる。なお、これら不可避不純物の成分含有量は、成分ごとに０．５％以下、不可避不純物の成分の総量で２．０％以下とすればよい。
【0035】
（ＩＩ）母相中に存在する非金属介在物
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、母相中に存在する非金属介在物のうち、相当円直径が１０μｍ以上である特定非金属介在物が存在しないか、または、前記特定非金属介在物が存在しても、前記特定非金属介在物の個数密度が０．１００個／ｍｍ２以下であることが必要である。
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、母相中に存在する非金属介在物のうち、相当円直径が１０μｍ以上である特定非金属介在物が存在しないか、または、前記特定非金属介在物が存在しても、前記特定非金属介在物の個数密度が０．１００個／ｍｍ２以下であることが必要である。
【0036】
本発明者らが、上記鋼組成を有する析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼について、耐疲労特性を向上させるための検討を行った結果、母相中に存在する非金属介在物のうち、大きなサイズの非金属介在物が多く存在すると、耐疲労特性に悪影響を及ぼすことが判明した。そして母相中に、相当円直径が１０μｍ以上である特定非金属介在物が存在しないか、または、前記特定非金属介在物が存在しても、前記特定非金属介在物の個数密度を０．１００個／ｍｍ２以下になるように制御することによって、耐疲労特性が格段に向上することを見出した。なお、ここでいう「相当円直径」とは、観察面に現れている非金属介在物の粒子の投影面積と等しい面積を有する円の直径に換算した値を意味する。
【0037】
図１は、本発明例（サンプルＮｏ．１～１５）のステンレス鋼と比較例（サンプルＮｏ．１６～２１）のステンレス鋼において測定した、母相中に存在する特定非金属介在物の個数密度（個／ｍｍ２）と、疲労限界応力（ＭＰａ）との関係を示したプロット図であって、図１中に示す、黒丸プロット「●」が本発明例であり、白丸プロット「〇」が比較例である。図１の結果から、上述した各成分を適正範囲で含有する鋼組成を有し、かつ母相中に存在する特定非金属介在物の個数密度が０．１００個／ｍｍ２以下である本発明例のステンレス鋼は、いずれも疲労限界応力が５５０ＭＰａ以上であり、優れた耐疲労特性を有することがわかる。
【0038】
母相中に存在する特定非金属介在物の個数密度を０．１００個／ｍｍ２以下にするには、鋼中における、Ｍｇ含有量をＯ含有量との関係で適正範囲に限定することによって、Ｍｇの過飽和度を高め、Ｍｇ＋Ｏ→ＭｇＯの反応を促進させて、多数個の微細なＭｇＯを溶鋼中に分散析出させ、微細な状態で分散析出したＭｇＯが、ＴｉＮの核生成サイトとなることによって、ＴｉＮも微細な状態で分散析出させるようにすればよい。
【0039】
図２は、鋼組成中のＭｇ含有量が０．００２０質量％以下と少ない場合において、溶鋼が凝固する際にＭｇＯを核としてＴｉＮが生成および成長する過程を説明するための概念図であって、図２(ａ）が溶融温度でＭｇＯを核としてＴｉＮが生成(析出)した状態を示し、また、図２（ｂ）が図２（ａ）の状態からさらに冷却して溶鋼が凝固開始温度まで降下した状態を示す。また、図３は、鋼組成中のＭｇ含有量が０．００２０質量％超え０．０１５０％以下の範囲である場合において、溶鋼が凝固する際にＭｇＯを核としてＴｉＮが生成および成長する過程を説明するための概念図であって、図３（ａ）が溶融温度でＭｇＯを核としてＴｉＮが生成(析出)した状態を示し、また、図３（ｂ）が図３（ａ）の状態からさらに冷却して溶鋼が凝固開始温度まで降下した状態を示す。
【0040】
鋼組成中のＭｇ含有量が０．００２０質量％以下と少ない場合、図２（ａ）に示すように、溶融温度域で溶鋼中に生成（析出）するＭｇＯ１０の量が少ないため、ＴｉＮ２０が生成する際の核生成サイトとなるＭｇＯ１０の個数が少なくなることから、図２（ｂ）に示す溶融温度から凝固開始温度まで降下する間に、ＴｉＮ２０´の成長を抑制することができず、ＴｉＮ２０´が単独で成長するか、あるいは、ＭｇＯ酸化物１０´やＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）とともに酸窒化物３０´を形成して粗大化する場合があり、粗大化した酸窒化物３０´は、非常に硬質なため、熱間圧延や冷間圧延の際にもほとんど破砕されず粗大化したサイズ（例えば、相当円直径が２０μｍ超えのサイズ）のままで母相中に残存することになり、その結果、耐疲労特性に悪影響を及ぼすことが判明した。
【0041】
これに対して、鋼組成中のＭｇ含有量が０．００２０質量％超えの範囲とする場合、図３（ａ）に示すように、溶融温度域で溶鋼中に生成（析出）するＭｇＯ１の量が多いため、ＴｉＮ２が生成する際の核生成サイトとなるＭｇＯ１の個数が多くなることから、図３（ｂ）に示す溶融温度から凝固開始温度まで降下する間に、ＴｉＮ２´が多数個のＭｇＯ酸化物１´のそれぞれを核として酸窒化物３´全体の大きさを粗大化せずに分散状態で生成（析出）することができ、母相中に粗大な非金属介在物は存在しにくくなり、その結果、耐疲労特性を格段に向上させることができることも判明した。このため、本発明では、母相中に存在する非金属介在物のうち、相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物が存在しないか、または、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物が存在しても、その個数密度を０．１００個／ｍｍ２以下とした。
【0042】
さらに、本発明では、母相中に存在する特定非金属介在物は、相当円直径が２０μｍ以下であることが好ましい。これによって、耐疲労特性をより一層向上させることができる。
【0043】
（ＩＩＩ）母相中に存在する非金属介在物に含まれるＭｇＯの質量割合、および鋼組成中のＭｇとＯの含有量の関係
また、本発明では、相当円直径が１０μｍ以上である特定非金属介在物に含まれる化合物の平均組成成分を分析して得られたＡｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の合計質量を１００質量％とするとき、ＭｇＯの質量割合（％）は、下記に示す式（１）の範囲を満たし、かつ、前記鋼組成中のＭｇとＯの含有量が、下記に示す式（２）および（３）の関係を満たすことが好ましい。
［％ＭｇＯ］≧８０％ ・・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
［％Ｍｇ］／［％Ｏ］≧１．５ ・・・・・・・・・・・・（２）
［％Ｍｇ］×［％Ｏ］≧１．０×１０－５ ・・・・・・・・（３）
ただし、式（１）中に示す［％ＭｇＯ］は、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物に含まれるＭｇＯの質量割合（質量％）を意味し、また、式（２）および式（３）中に示す［％Ｍｇ］および［％Ｏ］は、それぞれ前記鋼組成中のＭｇおよびＯの含有量（質量％）を意味する。
また、本発明では、相当円直径が１０μｍ以上である特定非金属介在物に含まれる化合物の平均組成成分を分析して得られたＡｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の合計質量を１００質量％とするとき、ＭｇＯの質量割合（％）は、下記に示す式（１）の範囲を満たし、かつ、前記鋼組成中のＭｇとＯの含有量が、下記に示す式（２）および（３）の関係を満たすことが好ましい。
［％ＭｇＯ］≧８０％ ・・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
［％Ｍｇ］／［％Ｏ］≧１．５ ・・・・・・・・・・・・（２）
［％Ｍｇ］×［％Ｏ］≧１．０×１０－５ ・・・・・・・・（３）
ただし、式（１）中に示す［％ＭｇＯ］は、前記相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物に含まれるＭｇＯの質量割合（質量％）を意味し、また、式（２）および式（３）中に示す［％Ｍｇ］および［％Ｏ］は、それぞれ前記鋼組成中のＭｇおよびＯの含有量（質量％）を意味する。
【0044】
酸化物をＴｉＮの有効な核生成サイトとするには、特定非金属介在物に含まれる化合物の平均組成成分を分析して得られたＡｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の合計質量を１００質量％とするとき、ＭｇＯの質量割合を８０％以上（［％ＭｇＯ］≧８０）とすることが効果的であることがわかった。すなわち、ＭｇＯの質量割合が８０％未満だと、有効な核生成サイトとしての効果が足らず、結果として、ＴｉＮの成長を抑制できず、粗大化が促進する傾向が認められるからである。
【0045】
図４は、本発明例（サンプルＮｏ．１～１５）のステンレス鋼と比較例（サンプルＮｏ．１６～２１）のステンレス鋼について、母相中に存在する特定非金属介在物に含まれるＡｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の質量割合を算出して、Ａｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－Ｔｉ２Ｏ３の３元系状態図にプロットしたときの結果を示したものである。図４の結果から、耐疲労特性が優れた本発明例（サンプルＮｏ．１～１５）のステンレス鋼はいずれも、ＭｇＯの質量割合が８０％以上（［％ＭｇＯ］≧８０％）であることがわかる。なお、ＭｇＯの質量割合が８０％以上ということは、換言すれば、Ａｌ２Ｏ３とＴｉ２Ｏ３の合計質量割合が２０％以下ということになり、これは、特定非金属介在物が、主としてＭｇＯ酸化物で構成されており、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）の酸化物が含まれる場合は少ないことを意味している。
【0046】
また、［％ＭｇＯ］≧８０％を満たすには、鋼組成中のＯ含有量に対するＭｇ含有量の比を１．５以上（［％Ｍｇ］／［％Ｏ］≧１．５）とすることが好ましい。[％Ｍｇ]／［％Ｏ］の値は、Ｏ含有量を低減させることで大きくなるが、過度な脱酸は製造コストの増加を招く傾向がある。よって、[％Ｍｇ]／［％Ｏ］の値は１５以下（［％Ｍｇ］／［％Ｏ］≦１５）とすることが好ましい。さらに、［％ＭｇＯ］≧８０％を満たすには、二次精錬工程においてスラグ中に含まれるＭｇＯ量を、５質量％以上に制御することが好ましい。一方、スラグ中のＭｇＯ量が４０質量％を超えると、スラグの融点が上昇し流動性が低下するため、精錬反応効率が低下する傾向がある。よって、スラグ中に含まれるＭｇＯ量は４０質量％以下とすることが好ましい。
【0047】
図５は、本発明例（サンプルＮｏ．１～１５）のステンレス鋼と比較例（サンプルＮｏ．１６～２１）のステンレス鋼について、鋼組成中のＭｇ含有量とＯ含有量の関係をプロットした図である。図５の結果から、耐疲労特性が優れた本発明例（サンプルＮｏ．１～１５）のステンレス鋼はいずれも、鋼組成中のＯ含有量に対するＭｇ含有量の比を１．５以上（［％Ｍｇ］／［％Ｏ］≧１．５）であることがわかる。
【0048】
さらに、本発明では、ＭｇＯ酸化物を溶鋼中に多量に分散析出させるには、鋼中に含有するＭｇをＯとの関係で過飽和度を高めることが有効であることが判明した。そして、本発明者らが鋭意検討した結果、鋼組成中のＭｇ含有量とＯ含有量の積の数値を１．０×１０－５以上（［％Ｍｇ］×［％Ｏ］≧１．０×１０－５）とすることが、ＴｉＮの核生成サイトとして有効なＭｇＯを十分な量（個数）生成させることができる点で好ましいことを見出した。ただし、鋼組成中のＭｇ含有量とＯ含有量の積の数値を過度に増加させると、鋼の清浄度を悪化させるため、鋼組成中のＭｇ含有量とＯ含有量の積の数値を１０×１０－５以下（[％Ｍｇ]×［％Ｏ］≦１０×１０－５）とすることが好ましい。
【0049】
図５の結果から、耐疲労特性が優れた本発明例（サンプルＮｏ．１～１５）のステンレス鋼はいずれも、鋼組成中のＭｇ含有量とＯ含有量の積の数値が１．０×１０－５以上（［％Ｍｇ］×［％Ｏ］≧１．０×１０－５）であることがわかる。
【0050】
（ＩＶ）耐疲労特性
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、シェンク式曲げねじり疲労試験において、破断せずに繰返し数が１０００万回に達する応力を疲労限界応力とした場合の疲労限界応力が５５０ＭＰａ以上、より好ましくは６００ＭＰａ以上であるので、耐疲労特性が優れている。なお、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の疲労限界応力は、下記のようにして定義される。まず、板厚２．７～３．２ｍｍのステンレス鋼板から切り出した試験片に対し、シェンク式曲げねじり疲労試験機(容量３９Ｎ・ｍ)を用い、試験波形：正弦波形、試験速度：６０Ｈｚ、試験環境：室温、大気中、応力比：Ｒ＝－１（両振り）の条件にてサイクル疲労試験を実施し、１０００万（１０７）回でサンプルが破断しない最大の応力を測定し、この測定した応力を疲労限界応力（ＭＰａ）と定義する。
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、シェンク式曲げねじり疲労試験において、破断せずに繰返し数が１０００万回に達する応力を疲労限界応力とした場合の疲労限界応力が５５０ＭＰａ以上、より好ましくは６００ＭＰａ以上であるので、耐疲労特性が優れている。なお、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の疲労限界応力は、下記のようにして定義される。まず、板厚２．７～３．２ｍｍのステンレス鋼板から切り出した試験片に対し、シェンク式曲げねじり疲労試験機(容量３９Ｎ・ｍ)を用い、試験波形：正弦波形、試験速度：６０Ｈｚ、試験環境：室温、大気中、応力比：Ｒ＝－１（両振り）の条件にてサイクル疲労試験を実施し、１０００万（１０７）回でサンプルが破断しない最大の応力を測定し、この測定した応力を疲労限界応力（ＭＰａ）と定義する。
【0051】
（Ｖ）本発明の一実施例による析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法
次に、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の好ましい製造方法を以下で説明する。
次に、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の好ましい製造方法を以下で説明する。
【0052】
本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、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。本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法は、代表的には、溶解工程（電気炉）、一次精錬工程（転炉）、二次精錬工程（ＡＯＤ（Argon Oxygen Decarburization）またはＶＯＤ(Vacuum Oxygen Decarburization)）および鋳造工程（連続鋳造またはインゴット鋳造(Ingot Casting)）の順に行う場合が挙げられる。以下、ステンレス製鋼用原料を、電気炉で溶解した後に転炉で一次精錬し、次いで、ＶＯＤ法によって二次精錬を行った後に連続鋳造を行う場合について説明する。
【0053】
溶解工程では、ステンレス製鋼用の原料となるスクラップや合金を電気炉で溶解してステンレス鋼溶銑を生成し、生成したステンレス鋼溶銑が精錬炉である転炉に注銑される。
【0054】
一次精錬工程では、転炉内のステンレス鋼溶銑に酸素を吹精することによって含有されている炭素を除去する粗脱炭処理が行われ、それによりステンレス溶鋼と炭素酸化物及び不純物を含むスラグとが生成する。一次精錬工程で生成したステンレス溶鋼は、溶鋼鍋に出鋼されて二次精錬工程に移され、その際にスラグが除去される。
【0055】
二次精錬工程では、ステンレス溶鋼が溶鋼鍋と共に真空精錬炉である真空脱ガス装置（ＶＯＤ）に入れられ、仕上げ脱炭処理が行われる。そして、ステンレス溶鋼が仕上げ脱炭処理されることによって、純粋なステンレス溶鋼が生成する。特に、真空脱ガス装置（ＶＯＤ）では、酸素吹錬により脱炭、脱窒を所定濃度まで行う。この時点の溶鋼は、吹き込んだ酸素が多量に溶存しているため、Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉなどの易酸化元素濃度は、脱酸を
行った後に所定濃度となるよう原料を調整し投入する。Ｍｇの添加は、Ｎｉ－ＭｇやＳｉ－Ｍｇなどのマグネシウム合金を用いれば良い。純Ｍｇは、沸点が１０９１℃と低いため、その他成分の調整等が完了した後に添加するのが、歩留り向上の観点から効果的である。溶鋼中にＭｇを効果的に含有させて歩留りを向上させる方法としては、例えば、上記マグネシウム合金を鉄皮でくるんで被覆ワイヤとして形成し、この被覆ワイヤを溶鋼中に添加する方法が挙げられる。かかる方法を採用することによって、マグネシウム合金が、溶鋼の上面に存在するスラグ相と反応するのを極力抑えることができ、この結果、溶鋼中にマグネシウムを効果的に含有させることが可能になる。また、上述したように、この二次精錬工程において、スラグ中に含まれるＭｇＯ量を調整することが好ましい。
行った後に所定濃度となるよう原料を調整し投入する。Ｍｇの添加は、Ｎｉ－ＭｇやＳｉ－Ｍｇなどのマグネシウム合金を用いれば良い。純Ｍｇは、沸点が１０９１℃と低いため、その他成分の調整等が完了した後に添加するのが、歩留り向上の観点から効果的である。溶鋼中にＭｇを効果的に含有させて歩留りを向上させる方法としては、例えば、上記マグネシウム合金を鉄皮でくるんで被覆ワイヤとして形成し、この被覆ワイヤを溶鋼中に添加する方法が挙げられる。かかる方法を採用することによって、マグネシウム合金が、溶鋼の上面に存在するスラグ相と反応するのを極力抑えることができ、この結果、溶鋼中にマグネシウムを効果的に含有させることが可能になる。また、上述したように、この二次精錬工程において、スラグ中に含まれるＭｇＯ量を調整することが好ましい。
【0056】
鋳造工程は、連続鋳造を常法によって行えばよい。例えば、真空脱ガス装置（ＶＯＤ）から溶鋼鍋を取り出して連続鋳造装置（ＣＣ）にセットし、溶鋼鍋のステンレス溶鋼は、連続鋳造装置に注ぎ込まれ、さらに連続鋳造装置が備える鋳型によって、例えばスラブ状のステンレス鋼片を製造（鋳造）することができる。ただし、Ｎ濃度の上昇を抑制するため、溶鋼と大気の接触を極力避けるようにすることが望ましい。具体的にはＡｒガスやパウダーを用いて、タンディッシュ（ＴＤ）内の溶鋼をシールし、Ｎ濃度の上昇を抑制することが好ましい。
【0057】
その後は、得られたスラブ状のステンレス鋼片に対し、熱間圧延を含む熱間加工を施し、熱延鋼板を得る。熱間圧延の加熱温度は１１００～１２５０℃、熱延鋼板の板厚は、例えば３．０～７．０ｍｍとすればよい。次いで、この熱延鋼板に焼鈍酸洗、冷間圧延、時効処理を施すことにより、耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板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、必要に応じて酸洗処理が施される。熱処理温度は、例えば９００～１１００℃、３０～１５０秒、時効処理は、例えば４００～６００℃、１０～８０分とすることができる。
【0058】
以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本発明の概念および特許請求の範囲に含まれるあらゆる態様を含み、本発明の範囲内で種々の態様に改変することができる。
【実施例】
【0059】
次に、本発明の効果をさらに明確にするために、本発明例および比較例について説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
【0060】
＜サンプルNo.１～１５（本発明例）およびサンプルNo.１６～２１（比較例）＞
まず、ステンレス製鋼用原料を、電気炉で溶解した（溶解工程）。溶解工程では、ステンレス製鋼用の原料となるスクラップや合金を電気炉で溶解してステンレス鋼溶銑を生成し、生成したステンレス鋼溶銑が精錬炉である転炉に注銑され、一次精錬を行う（一次精錬工程）。一次精錬工程では、転炉内のステンレス鋼溶銑に酸素を吹精することによって含有されている炭素を除去する粗脱炭処理が行われ、それによりステンレス溶鋼と炭素酸化物及び不純物を含むスラグとが生成する。次いで、スラグを除去したステンレス溶鋼に、真空脱ガス装置（ＶＯＤ）によって仕上げ脱炭処理を施す二次精錬を行う（二次精錬工程）。二次精錬工程において、ＶＯＤでは、酸素吹錬により脱炭、脱窒を所定濃度まで行う。この時点の溶鋼は、吹き込んだ酸素が多量に溶存しているため、Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉなどの易酸化元素濃度は、脱酸を行った後に所定濃度となるよう原料を調整し投入する。加えて、Ｍｇは、Ｎｉ－ＭｇやＳｉ－Ｍｇなどのマグネシウム合金を鉄皮でくるんで形成した被覆ワイヤの形で溶鋼中に添加した。次いで、表１に示す鋼組成に成分調整した溶鋼を連続鋳造することによりスラブ状のステンレス鋼片を得た。その後、得られたステンレス鋼片に対し、１１００～１２５０℃の温度で熱間圧延を施し、次いで、９００～１１００℃、３０～１５０秒の焼鈍を施した後に、酸洗および冷間圧延を施し、その後、４００～６００℃、１０～８０分の時効処理を施すことにより、板厚が１．０～３．５ｍｍの析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板（供試冷延板）を作製した。
まず、ステンレス製鋼用原料を、電気炉で溶解した（溶解工程）。溶解工程では、ステンレス製鋼用の原料となるスクラップや合金を電気炉で溶解してステンレス鋼溶銑を生成し、生成したステンレス鋼溶銑が精錬炉である転炉に注銑され、一次精錬を行う（一次精錬工程）。一次精錬工程では、転炉内のステンレス鋼溶銑に酸素を吹精することによって含有されている炭素を除去する粗脱炭処理が行われ、それによりステンレス溶鋼と炭素酸化物及び不純物を含むスラグとが生成する。次いで、スラグを除去したステンレス溶鋼に、真空脱ガス装置（ＶＯＤ）によって仕上げ脱炭処理を施す二次精錬を行う（二次精錬工程）。二次精錬工程において、ＶＯＤでは、酸素吹錬により脱炭、脱窒を所定濃度まで行う。この時点の溶鋼は、吹き込んだ酸素が多量に溶存しているため、Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉなどの易酸化元素濃度は、脱酸を行った後に所定濃度となるよう原料を調整し投入する。加えて、Ｍｇは、Ｎｉ－ＭｇやＳｉ－Ｍｇなどのマグネシウム合金を鉄皮でくるんで形成した被覆ワイヤの形で溶鋼中に添加した。次いで、表１に示す鋼組成に成分調整した溶鋼を連続鋳造することによりスラブ状のステンレス鋼片を得た。その後、得られたステンレス鋼片に対し、１１００～１２５０℃の温度で熱間圧延を施し、次いで、９００～１１００℃、３０～１５０秒の焼鈍を施した後に、酸洗および冷間圧延を施し、その後、４００～６００℃、１０～８０分の時効処理を施すことにより、板厚が１．０～３．５ｍｍの析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板（供試冷延板）を作製した。
【0061】
［評価方法］
上記各供試板を用いて、下記に示す評価を行った。各評価の条件は下記の通りである。
上記各供試板を用いて、下記に示す評価を行った。各評価の条件は下記の通りである。
【0062】
［１］非金属介在物の評価
得られた各供試冷延板において、板幅中央部から４０ｍｍ角の観察用小片を採取し、採取した小片の表面を、#１２０～#１０００番のエメリー研磨紙で研磨した後、ダイヤモンドペーストを用いてバフ研磨を行い鏡面仕上げとした。鏡面仕上げした小片の表面について、エネルギー分散型Ｘ線分析装置(ＥＤＸ)を用い、倍率１００倍で１０００ｍｍ２の視野面積を有する視野領域(約３２ｍｍ×約３２ｍｍの正方形領域)にて、任意の４００～５００箇所を観察した。観察対象は、相当円直径が１０μｍ以上である特定非金属介在物とし、観察された介在物の全体にわたってＥＤＸで分析した。介在物は一体化しているものは1つと見なし、一体化していないが近接する場合は、近接する介在物間の最短距離が近接する介在物の相当円直径の小さい方と比べて短い場合は同一の介在物、長い場合は別の介在物と定義した。なお、分析値はＺＡＦ法による補正を行った。特定非金属介在物の個数密度(個／ｍｍ２)は、視野面積（１０００ｍｍ２）に対する特定非金属介在物の個数にて算出した。また、特定非金属介在物の組成は、以下の計算を行い、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の合計質量を１００質量％としたときの質量割合（質量％）を求めた。まず、ＥＤＸ分析のＮ濃度より、特定非金属介在物中のＴｉＮ量を理論量論比により求めた。具体的には、「Ｎ濃度（分析値）×Ｔｉ原子量／Ｎ原子量」により、ＴｉＮとして存在（消費）するＴｉ濃度をＴｉ＊として算出した。次に、Ｔｉ濃度（分析値）からＴｉ＊の数値を減じて、Ｔｉ酸化物として存在するＴｉ濃度をＴｉＯＸ濃度として算出した。次に、ＥＤＸ分析により求めたＡｌ濃度およびＭｇ濃度とＴｉＯＸ濃度の数値から、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３に換算した。最後に、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の合計質量を１００質量％としたときのＭｇＯの質量割合（質量％）を求めた。表２に、特定非金属介在物の個数密度(個／ｍｍ２)、相当円直径が２０μｍ超えである特定非金属介在物の有無および特定非金属介在物中のＭｇＯの質量割合（％）を示す。また、図４のＡｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－Ｔｉ２Ｏ３の３元系状態図に、サンプルNo.１～２１における特定非金属介在物中のＡｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の質量割合をプロットした。
得られた各供試冷延板において、板幅中央部から４０ｍｍ角の観察用小片を採取し、採取した小片の表面を、#１２０～#１０００番のエメリー研磨紙で研磨した後、ダイヤモンドペーストを用いてバフ研磨を行い鏡面仕上げとした。鏡面仕上げした小片の表面について、エネルギー分散型Ｘ線分析装置(ＥＤＸ)を用い、倍率１００倍で１０００ｍｍ２の視野面積を有する視野領域(約３２ｍｍ×約３２ｍｍの正方形領域)にて、任意の４００～５００箇所を観察した。観察対象は、相当円直径が１０μｍ以上である特定非金属介在物とし、観察された介在物の全体にわたってＥＤＸで分析した。介在物は一体化しているものは1つと見なし、一体化していないが近接する場合は、近接する介在物間の最短距離が近接する介在物の相当円直径の小さい方と比べて短い場合は同一の介在物、長い場合は別の介在物と定義した。なお、分析値はＺＡＦ法による補正を行った。特定非金属介在物の個数密度(個／ｍｍ２)は、視野面積（１０００ｍｍ２）に対する特定非金属介在物の個数にて算出した。また、特定非金属介在物の組成は、以下の計算を行い、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の合計質量を１００質量％としたときの質量割合（質量％）を求めた。まず、ＥＤＸ分析のＮ濃度より、特定非金属介在物中のＴｉＮ量を理論量論比により求めた。具体的には、「Ｎ濃度（分析値）×Ｔｉ原子量／Ｎ原子量」により、ＴｉＮとして存在（消費）するＴｉ濃度をＴｉ＊として算出した。次に、Ｔｉ濃度（分析値）からＴｉ＊の数値を減じて、Ｔｉ酸化物として存在するＴｉ濃度をＴｉＯＸ濃度として算出した。次に、ＥＤＸ分析により求めたＡｌ濃度およびＭｇ濃度とＴｉＯＸ濃度の数値から、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３に換算した。最後に、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の合計質量を１００質量％としたときのＭｇＯの質量割合（質量％）を求めた。表２に、特定非金属介在物の個数密度(個／ｍｍ２)、相当円直径が２０μｍ超えである特定非金属介在物の有無および特定非金属介在物中のＭｇＯの質量割合（％）を示す。また、図４のＡｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－Ｔｉ２Ｏ３の３元系状態図に、サンプルNo.１～２１における特定非金属介在物中のＡｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉ２Ｏ３の質量割合をプロットした。
【0063】
［２］耐疲労特性の評価
各供試冷延板から圧延方向を長手方向とする所定寸法の疲労試験片を切り出し、表面および端面を、#６００番のエメリー研磨紙にて乾式研磨を施した。続いて、４８０℃、１時間の熱処理を施し、その後、常温まで空冷した。疲労試験は、シェンク式曲げねじり疲労試験機にて実施した。試験終了は、破断するか、または繰り返し数が１０００万回に達したときとし、破断せずに繰り返し数が１０００万回に到達したときの応力を疲労限界応力（ＭＰａ）とした。なお、試験環境は、室温、大気中とした。耐疲労特性は、疲労限界応力が６００ＭＰａ以上である場合を優れているとして「◎」とし、疲労限界応力が５５０ＭＰａ以上６００ＭＰａ未満である場合を良好であるとして「○」とし、そして、疲労限界応力が５５０ＭＰａ未満である場合を劣っているとして「×」として評価した。表２に評価結果を示す。また、サンプルNo.１～２１について、母相中に存在する特定非金属介在物の個数密度に対する疲労限界応力をプロットしたものを図１に示す。
各供試冷延板から圧延方向を長手方向とする所定寸法の疲労試験片を切り出し、表面および端面を、#６００番のエメリー研磨紙にて乾式研磨を施した。続いて、４８０℃、１時間の熱処理を施し、その後、常温まで空冷した。疲労試験は、シェンク式曲げねじり疲労試験機にて実施した。試験終了は、破断するか、または繰り返し数が１０００万回に達したときとし、破断せずに繰り返し数が１０００万回に到達したときの応力を疲労限界応力（ＭＰａ）とした。なお、試験環境は、室温、大気中とした。耐疲労特性は、疲労限界応力が６００ＭＰａ以上である場合を優れているとして「◎」とし、疲労限界応力が５５０ＭＰａ以上６００ＭＰａ未満である場合を良好であるとして「○」とし、そして、疲労限界応力が５５０ＭＰａ未満である場合を劣っているとして「×」として評価した。表２に評価結果を示す。また、サンプルNo.１～２１について、母相中に存在する特定非金属介在物の個数密度に対する疲労限界応力をプロットしたものを図１に示す。
【0064】
【表1】
【0065】
【表2】
【0066】
表１および表２ならびに図１および図５に示す結果から、本発明例であるサンプルNo.１～１５は、いずれも鋼組成および特定非金属介在物の個数密度が適正範囲であるため、疲労限界応力が５５０ＭＰａ以上であり、耐疲労特性が良好以上であり、特に、サンプルNo.１５は、特定非金属介在物が存在せず、また、サンプルNo.２、３、６および９～１３はいずれも、相当円直径が１０μｍ以上である非金属介在物の個数密度が０．０５０個／ｍｍ２以下と小さいため、疲労限界応力が６００ＭＰａ以上であり、耐疲労特性が優れていた。一方、比較例であるサンプルNo.１６～２１は、いずれも特定非金属介在物の個数密度が適正範囲外であるため、疲労限界応力が５５０ＭＰａ未満であり、耐疲労特性が劣っていた。
【0067】
参考のため、本発明例であるサンプルNo.１～１５および比較例であるサンプルNo.１６～２１について、図４のＡｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－Ｔｉ２Ｏ３の３元系状態図にプロットした。
【0068】
図６は、本発明例であるサンプルNo.１のステンレス鋼板中に存在する１０μｍ以上のサイズの非金属介在物の反射電子組成像であって、図６中の黒色に見える部分が、ＭｇＯ（質量割合：８１％）を主体とする酸化物組成Ａの部分であり、グレーに見える部分がＴｉＮである。また、図７は、比較例であるサンプルNo.１９のステンレス鋼板中に存在する１０μｍ以上のサイズの非金属介在物の反射電子組成像であって、図７中の黒色に見える部分が、ＭｇＯ（質量割合：４９％）だけではなく、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）などの他の酸化物も多く含む酸化物組成Ｂの部分であり、グレーに見える部分がＴｉＮである。
【0069】
図６に示す本発明例（サンプルNo.１）の場合、ＭｇＯ主体の酸化物組成Ａ（図６の黒色部分）の周りに生成しているＴｉＮ（図６の灰色部分）の量は少ないことがわかる。一方、図７に示す比較例（サンプルNo.１９）の場合、ＭｇＯだけではなく、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３（スピネル）などの他の酸化物も多く含む酸化物組成Ｂ（図７の黒色部分）の周りにＴｉＮ（図７の灰色部分）が成長していて、粗大な非金属介在物が生成（析出）しているのがわかる。
【符号の説明】
【0070】
１、１０ ＭｇＯ
２、２０ ＴｉＮ
３、３０ 酸窒化物
２、２０ ＴｉＮ
３、３０ 酸窒化物
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
