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特許7598219オーステナイト系ステンレス鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法
(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】2024-12-03
(45)【発行日】2024-12-11
(54)【発明の名称】オーステナイト系ステンレス鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20241204BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20241204BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20241204BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C22C38/58
C21D9/46 Q
【請求項の数】
4
(21)【出願番号】P 2020173474
(22)【出願日】2020-10-14
(65)【公開番号】P2022064692
(43)【公開日】2022-04-26
【審査請求日】2023-06-15
(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】110000338
【氏名又は名称】弁理士法人 ＨＡＲＡＫＥＮＺＯ ＷＯＲＬＤ ＰＡＴＥＮＴ ＆ ＴＲＡＤＥＭＡＲＫ
(72)【発明者】
【氏名】溝口 太一朗
【審査官】川口 由紀子
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１４－００１４２２（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１５／０８７３７６（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開平１１－１４０５９８（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０４－０４８０５２（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１７／１６４３４４（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１３／１０７９２２（ＷＯ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ９／４６
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｓｉ：０．１％以上１．５％以下、Ｍｎ：０．３％以上２．５％未満、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｉ：３．５％以上６．０％以下、Ｃｒ：１６．０％以上１８．５％以下、Ｃｕ：１．５％以上３．８％以下およびＮ：０．０８％以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
Ｎの含有量が、質量％で、下記（１）式で示す値の範囲内であって、下記（１）式中のＮｍｉｄの値は、下記（２）式により算出され、
下記（３）式で示すＭｄ３０の値が２０以上７０以下であり、かつ、
下記（４）式で示すδｃａｌの値が８．０以下である化学組成を有し、
平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、
突合せ伸びＥＬと、０．２％耐力ＹＳとの関係が、下記（５）式の関係を満たす、オーステナイト系ステンレス鋼：
Ｎｍｉｄ－０．０１７≦Ｎ≦Ｎｍｉｄ＋０．０１７ （１）
Ｎｍｉｄ＝０．０１０２（Ｃｒ＋Ｍｎ－０．１Ｎｉ－０．１Ｃｕ）－０．０４２ （２）
Ｍｄ３０＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１５Ｃｕ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ （３）
δｃａｌ＝－１５－４４．９１Ｃ－０．８８Ｍｎ－２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ－１．０８Ｃｕ－２８．８Ｎ （４）
ＹＳ≧０．１７×ＥＬ ２ －２５．５×ＥＬ＋１３５０ （５）
上記（２）～（４）式の元素記号の箇所には、上記オーステナイト系ステンレス鋼が含有している各元素の含有量（質量％）が代入され、無添加の元素については０が代入される。
【請求項2】
質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｃｏ：０．８％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｌ：０．３％以下、Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０３％以下およびＴｉ：０．０３％以下から選択される１種以上をさらに含有する、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項3】
質量％で、Ｓｉ：０．２％以上０．８％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｎｉ：４．０％以上５．５％以下、Ｃｒ：１６．５％以上１８．０％以下およびＣｕ：２．０％以上３．５％以下を含有する、請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項4】
質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｓｉ：０．１％以上１．５％以下、Ｍｎ：０．３％以上２．５％未満、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｉ：３．５％以上６．０％以下、Ｃｒ：１６．０％以上１８．５％以下、Ｃｕ：１．５％以上３．８％以下およびＮ：０．０８％以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
Ｎの含有量が、質量％で、下記（１）式で示す値の範囲内であって、下記（１）式中のＮｍｉｄの値は、下記（２）式により算出され、下記（３）式で示すＭｄ３０の値が２０以上７０以下であり、かつ、下記（４）式で示すδｃａｌの値が８．０以下である化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法であって、
７５０℃以上９８０℃以下の温度により仕上焼鈍を行う工程を含み、
前記オーステナイト系ステンレス鋼は、平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、突合せ伸びＥＬと、０．２％耐力ＹＳとの関係が、下記（５）式の関係を満たす、オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法：
Ｎｍｉｄ－０．０１７≦Ｎ≦Ｎｍｉｄ＋０．０１７ （１）
Ｎｍｉｄ＝０．０１０２（Ｃｒ＋Ｍｎ－０．１Ｎｉ－０．１Ｃｕ）－０．０４２ （２）
Ｍｄ３０＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１５Ｃｕ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ （３）
δｃａｌ＝－１５－４４．９１Ｃ－０．８８Ｍｎ－２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ－１．０８Ｃｕ－２８．８Ｎ （４）
ＹＳ≧０．１７×ＥＬ ２ －２５．５×ＥＬ＋１３５０ （５）
上記（２）～（４）式の元素記号の箇所には、上記オーステナイト系ステンレス鋼が含有している各元素の含有量（質量％）が代入され、無添加の元素については０が代入される。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
耐食性に加え、強度および延性が要求される用途に用いられるオーステナイト系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知られている。このようなオーステナイト系ステンレス鋼は、例えば自動車におけるエンジンのシリンダヘッドガスケットのようなばね製品または車載電池フレーム材のような構造部材の素材として用いられる。
【0003】
ばね製品の素材として好適な、強度および延性に優れたステンレス鋼として、特許文献１では、結晶粒が１０μｍ以下に微細化されたステンレス鋼が開示されている。また特許文献２では、微細なオーステナイト再結晶部と、オーステナイト相およびマルテンサイト相の未再結晶組織との混合組織を有するオーステナイト系ステンレス鋼板が開示されている。
【0004】
一方、このようなオーステナイト系ステンレス鋼は、高価なＮｉを含むことから価格が高い。そのため、省Ｎｉ型の安価なオーステナイト系ステンレス鋼が求められている。例えば、特許文献３には、Ｎｉの含有量を下げ、コストと高強度とを両立したオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【文献】特開平４－２１４８４１号公報
【文献】特開２００２－１９４５０６号公報
【文献】特開２０１８－３０９９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
しかしながら、結晶粒微細化と、Ｎｉ含有量の低減とを両立させたオーステナイト系ステンレス鋼は、これまで開発されていない。これは、オーステナイト系ステンレス鋼におけるＮｉ含有量が低い場合、耐食性を保ちながら結晶粒微細化を行うことは、技術的に困難であったことが一因である。
【0007】
本発明の一態様は、結晶粒微細化と、Ｎｉ含有量の低減とを両立可能な成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0008】
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｓｉ：０．１％以上１．５％以下、Ｍｎ：０．３％以上２．５％未満、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｉ：３．５％以上６．０％以下、Ｃｒ：１６．０％以上１８．５％以下、Ｃｕ：１．５％以上３．８％以下およびＮ：０．０８％以上を含有し、Ｎの含有量が、質量％で、下記（１）式で示す値の範囲内であって、下記（１）式中のＮｍｉｄの値は、下記（２）式により算出され、下記（３）式で示すＭｄ３０の値が２０以上７０以下であり、かつ、下記（４）式で示すδｃａｌの値が８．０以下である：
Ｎｍｉｄ－０．０１７≦Ｎ≦Ｎｍｉｄ＋０．０１７ （１）
Ｎｍｉｄ＝０．０１０２（Ｃｒ＋Ｍｎ－０．１Ｎｉ－０．１Ｃｕ）－０．０４２ （２）
Ｍｄ３０＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１５Ｃｕ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ （３）
δｃａｌ＝－１５－４４．９１Ｃ－０．８８Ｍｎ－２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ－１．０８Ｃｕ－２８．８Ｎ （４）
上記（２）～（４）式の元素記号の箇所には、上記オーステナイト系ステンレス鋼が含有している各元素の含有量（質量％）が代入され、無添加の元素については０が代入される。
Ｎｍｉｄ－０．０１７≦Ｎ≦Ｎｍｉｄ＋０．０１７ （１）
Ｎｍｉｄ＝０．０１０２（Ｃｒ＋Ｍｎ－０．１Ｎｉ－０．１Ｃｕ）－０．０４２ （２）
Ｍｄ３０＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１５Ｃｕ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ （３）
δｃａｌ＝－１５－４４．９１Ｃ－０．８８Ｍｎ－２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ－１．０８Ｃｕ－２８．８Ｎ （４）
上記（２）～（４）式の元素記号の箇所には、上記オーステナイト系ステンレス鋼が含有している各元素の含有量（質量％）が代入され、無添加の元素については０が代入される。
【0009】
本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、平均結晶粒径が１０μｍ以下であってもよい。
【0010】
本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｃｏ：０．８％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｌ：０．３％以下、Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０３％以下およびＴｉ：０．０３％以下から選択される１種以上をさらに含有してもよい。
【0011】
本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｓｉ：０．２％以上０．８％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、Ｎｉ：４．０％以上５．５％以下、Ｃｒ：１６．５％以上１８．０％以下およびＣｕ：２．０％以上３．５％以下を含有してもよい。
【0012】
本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、突合せ伸びＥＬと、０．２％耐力ＹＳとの関係が、下記（５）式の関係を満たしてもよい。
【0013】
ＹＳ≧０．１７×ＥＬ２－２５．５×ＥＬ＋１３５０ （５）
【0014】
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｓｉ：０．１％以上１．５％以下、Ｍｎ：０．３％以上２．５％未満、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｉ：３．５％以上６．０％以下、Ｃｒ：１６．０％以上１８．５％以下、Ｃｕ：１．５％以上３．８％以下およびＮ：０．０８％以上を含有し、Ｎの含有量が、質量％で、下記（１）式で示す値の範囲内であって、下記（１）式中のＮｍｉｄの値は、下記（２）式により算出され、下記（３）式で示すＭｄ３０の値が２０以上７０以下であり、かつ、下記（４）式で示すδｃａｌの値が８．０以下であるオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法であって、７５０℃以上９８０℃以下の温度により仕上焼鈍を行う工程を含む：
Ｎｍｉｄ－０．０１７≦Ｎ≦Ｎｍｉｄ＋０．０１７ （１）
Ｎｍｉｄ＝０．０１０２（Ｃｒ＋Ｍｎ－０．１Ｎｉ－０．１Ｃｕ）－０．０４２ （２）
Ｍｄ３０＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１５Ｃｕ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ （３）
δｃａｌ＝－１５－４４．９１Ｃ－０．８８Ｍｎ－２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ－１．０８Ｃｕ－２８．８Ｎ （４）
上記（２）～（４）式の元素記号の箇所には、上記オーステナイト系ステンレス鋼が含有している各元素の含有量（質量％）が代入され、無添加の元素については０が代入される。
Ｎｍｉｄ－０．０１７≦Ｎ≦Ｎｍｉｄ＋０．０１７ （１）
Ｎｍｉｄ＝０．０１０２（Ｃｒ＋Ｍｎ－０．１Ｎｉ－０．１Ｃｕ）－０．０４２ （２）
Ｍｄ３０＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１５Ｃｕ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ （３）
δｃａｌ＝－１５－４４．９１Ｃ－０．８８Ｍｎ－２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ－１．０８Ｃｕ－２８．８Ｎ （４）
上記（２）～（４）式の元素記号の箇所には、上記オーステナイト系ステンレス鋼が含有している各元素の含有量（質量％）が代入され、無添加の元素については０が代入される。
【発明の効果】
【0015】
本発明の一態様によれば、結晶粒微細化と、Ｎｉ含有量の低減とを両立可能な成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供できる。
【発明を実施するための形態】
【0016】
以下、本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼について詳細に説明する。以下の記載は発明の趣旨をよりよく理解させるものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものではない。
【0017】
〔組織構成〕
本明細書において「オーステナイト系ステンレス鋼」は、オーステナイト相のみを含むステンレス鋼であってよい。また、オーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト相と、当該オーステナイト相の一部が加工誘起変態塑性（ＴＲＩＰ）現象により変態したマルテンサイト相とを含むステンレス鋼であってもよい。さらに、オーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト相およびマルテンサイト相以外の相を含んでもよく、例えばδフェライト相を含んでいてもよい。
本明細書において「オーステナイト系ステンレス鋼」は、オーステナイト相のみを含むステンレス鋼であってよい。また、オーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト相と、当該オーステナイト相の一部が加工誘起変態塑性（ＴＲＩＰ）現象により変態したマルテンサイト相とを含むステンレス鋼であってもよい。さらに、オーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト相およびマルテンサイト相以外の相を含んでもよく、例えばδフェライト相を含んでいてもよい。
【0018】
オーステナイト系ステンレス鋼がδフェライト相を含む場合、オーステナイト系ステンレス鋼に対するδフェライト相の割合は、スラブの時点で平均１５体積％以下、最終製品の時点で平均５．０体積％以下であることが好ましい。このようなオーステナイト系ステンレス鋼であれば、Ｎが固溶しにくいδフェライト相が過剰とならないため、オーステナイト系ステンレス鋼が含有できるＮの量が低下することを防止できる。
【0019】
また、δフェライト相が過剰に生成すると、δフェライト相に含有できなかったＮが溶鋼中に拡散する。その結果、溶鋼中にＮの濃度が過剰に高い箇所が発生することにより、Ｎ２ガスの気泡が発生してしまう。すなわち、δフェライト相の生成を抑制すれば、Ｎ２ガスの気泡の発生を低減できる。この結果、オーステナイト系ステンレス鋼の最終製品において、Ｎ２ガスの気泡が原因の欠陥発生を防止できる。なお、本明細書において「溶鋼」とは、オーステナイト系ステンレス鋼の製造過程で生じる溶鋼を意図する。
【0020】
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、平均結晶粒径が１０μｍ以下であることが好ましい。オーステナイト系ステンレス鋼は、結晶粒が微細になるにつれて強度が向上する。また、オーステナイト系ステンレス鋼では、強度を向上させると延性が低下することが一般的である。しかしながら、結晶粒の微細化によれば、オーステナイト系ステンレス鋼において強度の向上と延性の改善とを両立できる。また、微細な結晶粒を含むオーステナイト系ステンレス鋼は、加工時の肌荒れおよび結晶粒界近傍へのひずみ集中等が低減されるため、疲労特性にも優れる。したがって、オーステナイト系ステンレス鋼の結晶組織が平均結晶粒径１０μｍ以下の微細な結晶粒を含む構成であれば、高い強度延性バランスおよび優れた疲労特性を確保できる。
【0021】
平均結晶粒径は、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction）法を用いて測定してよい。例えば、オーステナイト系ステンレス鋼の任意の断面について、複数の視野の結晶粒径をＥＢＳＤ法によりそれぞれ算出し、当該複数の視野で算出した結晶粒径の平均値を、平均結晶粒径としてよい。また、平均結晶粒径は、ＥＢＳＤ法以外の方法を用いて測定してもよい。ＥＢＳＤ法以外の方法としては、例えば、ＪＩＳ Ｇ０５５１に示されるような、硝酸電解処理によって粒界を現出させ、切片法等によって測定する方法であってよい。
【0022】
〔成分組成〕
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｓｉ：０．１％以上１．５％以下、Ｍｎ：０．３％以上２．５％未満、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｉ：３．５％以上６．０％以下、Ｃｒ：１６．０％以上１８．５％以下、Ｃｕ：１．５％以上３．８％以下およびＮ：０．０８％以上を含有する。オーステナイト系ステンレス鋼の残部は、Ｆｅ（鉄）および不可避的不純物からなるものであってよい。以下、オーステナイト系ステンレス鋼に含まれる各元素の含有量の意義について説明する。
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｓｉ：０．１％以上１．５％以下、Ｍｎ：０．３％以上２．５％未満、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｉ：３．５％以上６．０％以下、Ｃｒ：１６．０％以上１８．５％以下、Ｃｕ：１．５％以上３．８％以下およびＮ：０．０８％以上を含有する。オーステナイト系ステンレス鋼の残部は、Ｆｅ（鉄）および不可避的不純物からなるものであってよい。以下、オーステナイト系ステンレス鋼に含まれる各元素の含有量の意義について説明する。
【0023】
（Ｃ）
Ｃ（炭素）は、オーステナイト相を生成しやすくするオーステナイト生成元素であり、高い固溶強化作用を有し、また強度を得るためにも有効な元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．００５質量％以上０．０３質量％以下のＣを含むことが好ましい。Ｃの含有量が０．００５質量％以上であれば、十分な固溶強化作用を発揮するとともに、良好な強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼が得られる。Ｃの過剰添加は、比較的低温での焼鈍によりＣｒ炭化物が析出する原因となり、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性の低下を招くことから、Ｃの含有量は０．０３質量％以下とする。
Ｃ（炭素）は、オーステナイト相を生成しやすくするオーステナイト生成元素であり、高い固溶強化作用を有し、また強度を得るためにも有効な元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．００５質量％以上０．０３質量％以下のＣを含むことが好ましい。Ｃの含有量が０．００５質量％以上であれば、十分な固溶強化作用を発揮するとともに、良好な強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼が得られる。Ｃの過剰添加は、比較的低温での焼鈍によりＣｒ炭化物が析出する原因となり、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性の低下を招くことから、Ｃの含有量は０．０３質量％以下とする。
【0024】
（Ｓｉ）
Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸剤として有効であり、また固溶強化作用を有する元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．１質量％以上１．５質量％以下のＳｉを含むことが好ましく、０．２質量％以上０．８質量％以下のＳｉを含むことがより好ましい。Ｓｉの含有量が０．１質量％以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋼において脱酸作用および固溶強化作用が効果的に発揮される。Ｓｉの含有量が０．２質量％以上であればより好ましい。
Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸剤として有効であり、また固溶強化作用を有する元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．１質量％以上１．５質量％以下のＳｉを含むことが好ましく、０．２質量％以上０．８質量％以下のＳｉを含むことがより好ましい。Ｓｉの含有量が０．１質量％以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋼において脱酸作用および固溶強化作用が効果的に発揮される。Ｓｉの含有量が０．２質量％以上であればより好ましい。
【0025】
また、Ｓｉは、フェライト相を生成しやすくするフェライト生成元素である。δフェライト相が過剰に生成すると、オーステナイト系ステンレス鋼の製造過程で溶鋼からＮ２ガスの気泡が発生し、最終製品の欠陥原因となる。また、δフェライト相は、熱間圧延において耳切れまたは二枚割れが発生する原因にもなる。そのため、Ｓｉの含有量は１．５質量％以下とし、０．８質量％以下とすることがより好ましい。
【0026】
（Ｍｎ）
Ｍｎ（マンガン）は、オーステナイト生成元素であり、またオーステナイト相を維持するために有効な元素である。また、Ｍｎは溶鋼に対するＮの溶解度を高める作用を有する元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．３質量％以上２．５質量％未満のＭｎを含むことが好ましく、０．５質量％以上２．０質量％以下のＭｎを含むことがより好ましい。Ｍｎの含有量が０．３質量％以上であれば、溶鋼に対するＮの溶解度を確保でき、Ｍｎの含有量が０．５質量％以上であればより好ましい。また、Ｍｎの過剰添加はオーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性の低下を招いてしまう。このため、Ｍｎの含有量は２．５質量％未満とし、また２．０質量％以下とすることがより好ましい。
Ｍｎ（マンガン）は、オーステナイト生成元素であり、またオーステナイト相を維持するために有効な元素である。また、Ｍｎは溶鋼に対するＮの溶解度を高める作用を有する元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．３質量％以上２．５質量％未満のＭｎを含むことが好ましく、０．５質量％以上２．０質量％以下のＭｎを含むことがより好ましい。Ｍｎの含有量が０．３質量％以上であれば、溶鋼に対するＮの溶解度を確保でき、Ｍｎの含有量が０．５質量％以上であればより好ましい。また、Ｍｎの過剰添加はオーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性の低下を招いてしまう。このため、Ｍｎの含有量は２．５質量％未満とし、また２．０質量％以下とすることがより好ましい。
【0027】
（Ｐ）
Ｐ（リン）は、不可避的不純物として混入する元素であり、Ｐの含有量は少ないほど好ましい。製造性の観点から、オーステナイト系ステンレス鋼は、０．０４質量％以下のＰを含んでよい。Ｐの含有量が０．０４質量％以下であれば、オーステナイト系ステンレス鋼において、延性等の材料特性への悪影響を低減できる。
Ｐ（リン）は、不可避的不純物として混入する元素であり、Ｐの含有量は少ないほど好ましい。製造性の観点から、オーステナイト系ステンレス鋼は、０．０４質量％以下のＰを含んでよい。Ｐの含有量が０．０４質量％以下であれば、オーステナイト系ステンレス鋼において、延性等の材料特性への悪影響を低減できる。
【0028】
（Ｓ）
Ｓ（硫黄）は、不可避的不純物として混入する元素であり、Ｓの含有量は少ないほど好ましい。製造性の観点から、オーステナイト系ステンレス鋼は、０．０１５質量％以下のＳを含んでよい。Ｓの含有量が０．０１５質量％以下であれば、オーステナイト系ステンレス鋼において、延性等の材料特性への悪影響を低減できる。
Ｓ（硫黄）は、不可避的不純物として混入する元素であり、Ｓの含有量は少ないほど好ましい。製造性の観点から、オーステナイト系ステンレス鋼は、０．０１５質量％以下のＳを含んでよい。Ｓの含有量が０．０１５質量％以下であれば、オーステナイト系ステンレス鋼において、延性等の材料特性への悪影響を低減できる。
【0029】
（Ｎｉ）
Ｎｉ（ニッケル）は、オーステナイト生成元素であり、またオーステナイト相を維持するために有効な元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、３．５質量％以上６．０質量％以下のＮｉを含むことが好ましく、４．０質量％以上５．５質量％以下のＮｉを含むことがより好ましい。Ｎｉの含有量が３．５質量％以上であれば、オーステナイト相の生成および維持が良好となる。Ｎｉの含有量が４．０質量％以上であればより好ましい。また、Ｎｉの過剰添加は溶鋼に対するＮの溶解度を低下させてしまう。さらに、Ｎｉは高価な元素であり、コスト低減の観点からも、Ｎｉの含有量は６．０質量％以下とし、また５．５質量％以下とすることがより好ましい。
Ｎｉ（ニッケル）は、オーステナイト生成元素であり、またオーステナイト相を維持するために有効な元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、３．５質量％以上６．０質量％以下のＮｉを含むことが好ましく、４．０質量％以上５．５質量％以下のＮｉを含むことがより好ましい。Ｎｉの含有量が３．５質量％以上であれば、オーステナイト相の生成および維持が良好となる。Ｎｉの含有量が４．０質量％以上であればより好ましい。また、Ｎｉの過剰添加は溶鋼に対するＮの溶解度を低下させてしまう。さらに、Ｎｉは高価な元素であり、コスト低減の観点からも、Ｎｉの含有量は６．０質量％以下とし、また５．５質量％以下とすることがより好ましい。
【0030】
（Ｃｒ）
Ｃｒ（クロム）は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を確保するために有効であり、かつ、溶鋼に対するＮの溶解度を高める作用を有する元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、１６．０質量％以上１８．５質量％以下のＣｒを含むことが好ましく、１６．５質量％以上１８．０質量％以下のＣｒを含むことがより好ましい。Ｃｒの含有量が１６．０質量％以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋼におけるＮの溶解度および耐食性を確保できる。Ｃｒの含有量が１６．５質量％以上であればより好ましい。
Ｃｒ（クロム）は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を確保するために有効であり、かつ、溶鋼に対するＮの溶解度を高める作用を有する元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、１６．０質量％以上１８．５質量％以下のＣｒを含むことが好ましく、１６．５質量％以上１８．０質量％以下のＣｒを含むことがより好ましい。Ｃｒの含有量が１６．０質量％以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋼におけるＮの溶解度および耐食性を確保できる。Ｃｒの含有量が１６．５質量％以上であればより好ましい。
【0031】
一方で、ＣｒはＳｉと同様にフェライト生成元素でもあるため、Ｃｒを過剰添加すると、δフェライト相が過剰に生成してしまう。そのため、Ｃｒの含有量は１８．５質量％以下とし、また１８．０質量％以下とすることがより好ましい。
【0032】
（Ｃｕ）
Ｃｕ（銅）は、オーステナイト生成元素であり、またオーステナイト相を維持するために有効な元素である。また、Ｃｕは結晶粒微細化にも効果的に作用する元素である。これは、仕上焼鈍工程での昇温時にεＣｕの析出が生じると、当該εＣｕが結晶粒成長の阻害効果を示すためと考えられる。オーステナイト系ステンレス鋼は、１．５質量％以上３．８質量％以下のＣｕを含むことが好ましく、２．０質量％以上３．５質量％以下のＣｕを含むことがより好ましい。Ｃｕの含有量が１．５質量％以上であれば、オーステナイト相の生成および維持が良好になり、また微細な結晶粒を有する組織が得られる。Ｃｕの含有量が２．０質量％以上であればより好ましい。
Ｃｕ（銅）は、オーステナイト生成元素であり、またオーステナイト相を維持するために有効な元素である。また、Ｃｕは結晶粒微細化にも効果的に作用する元素である。これは、仕上焼鈍工程での昇温時にεＣｕの析出が生じると、当該εＣｕが結晶粒成長の阻害効果を示すためと考えられる。オーステナイト系ステンレス鋼は、１．５質量％以上３．８質量％以下のＣｕを含むことが好ましく、２．０質量％以上３．５質量％以下のＣｕを含むことがより好ましい。Ｃｕの含有量が１．５質量％以上であれば、オーステナイト相の生成および維持が良好になり、また微細な結晶粒を有する組織が得られる。Ｃｕの含有量が２．０質量％以上であればより好ましい。
【0033】
一方で、Ｃｕは、溶鋼に対するＮの溶解度を低下させる作用を有する元素である。また、Ｃｕを過剰添加すると、スラブが凝固する過程において当該スラブの中心にＣｕＭｎ相が生成してしまい、スラブの熱間加工性が低下する。そのため、Ｃｕの含有量は３．８質量％以下とし、また３．５質量％以下とすることがより好ましい。
【0034】
（Ｎ）
Ｎ（窒素）は、オーステナイト生成元素であり、また固溶強化作用および耐食性向上作用を有する元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．０８質量％以上のＮを含むことが好ましい。Ｎの含有量が０．０８質量％以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋼に要求される強度および耐食性の確保に有効である。また、過剰に添加されたＮは溶鋼中に溶けることができず、オーステナイト系ステンレス鋼中に気泡として残ってしまうため、最終製品の欠陥原因となる。したがって、Ｎの含有量は、固溶できる上限値以上に添加しないことが好ましい。オーステナイト系ステンレス鋼におけるＮの含有量の上限値および好ましい範囲については、後述する。
Ｎ（窒素）は、オーステナイト生成元素であり、また固溶強化作用および耐食性向上作用を有する元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．０８質量％以上のＮを含むことが好ましい。Ｎの含有量が０．０８質量％以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋼に要求される強度および耐食性の確保に有効である。また、過剰に添加されたＮは溶鋼中に溶けることができず、オーステナイト系ステンレス鋼中に気泡として残ってしまうため、最終製品の欠陥原因となる。したがって、Ｎの含有量は、固溶できる上限値以上に添加しないことが好ましい。オーステナイト系ステンレス鋼におけるＮの含有量の上限値および好ましい範囲については、後述する。
【0035】
（その他の元素）
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、上述の元素に加えて、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｃｏ：０．８％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｌ：０．３％以下、Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０３％以下およびＴｉ：０．０３％以下から選択される１種以上をさらに含有してもよい。
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、上述の元素に加えて、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｃｏ：０．８％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｌ：０．３％以下、Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０３％以下およびＴｉ：０．０３％以下から選択される１種以上をさらに含有してもよい。
【0036】
（Ｍｏ、Ｖ）
Ｍｏ（モリブデン）およびＶ（バナジウム）は、耐食性の向上に有効な元素である。一方、ＭｏおよびＶはフェライト生成元素であり、高価な元素でもあることから、過剰な添加は好ましくない。したがって、オーステナイト系ステンレス鋼は、１．０質量％以下のＭｏを含むことが好ましい。より好ましくは、０．１質量％以上０．３質量％以下である。また、オーステナイト系ステンレス鋼は、０．５質量％以下のＶを含むことが好ましい。より好ましくは０．０３質量％以上０．２０質量％以下である。
Ｍｏ（モリブデン）およびＶ（バナジウム）は、耐食性の向上に有効な元素である。一方、ＭｏおよびＶはフェライト生成元素であり、高価な元素でもあることから、過剰な添加は好ましくない。したがって、オーステナイト系ステンレス鋼は、１．０質量％以下のＭｏを含むことが好ましい。より好ましくは、０．１質量％以上０．３質量％以下である。また、オーステナイト系ステンレス鋼は、０．５質量％以下のＶを含むことが好ましい。より好ましくは０．０３質量％以上０．２０質量％以下である。
【0037】
（Ｂ）
Ｂ（ホウ素）は、熱間加工性を改善する元素であり、熱間圧延における耳切れおよび二枚割れの発生の低減に有効な元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．０００１質量％以上０．０１質量％以下のＢを含むことが好ましい。Ｂの含有量が０．０００１質量％以上であれば、熱間加工性の改善および熱間圧延における耳切れおよび二枚割れの発生の低減に有効である。ただし、Ｃｒが含まれるオーステナイト系ステンレス鋼へのＢの過剰添加は、Ｃｒ２Ｂの析出による耐食性の低下を招く。したがって、Ｂの含有量は０．０１質量％以下であることが好ましい。より好ましくは、０．０００３質量％以上０．００２５質量％以下である。
Ｂ（ホウ素）は、熱間加工性を改善する元素であり、熱間圧延における耳切れおよび二枚割れの発生の低減に有効な元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、０．０００１質量％以上０．０１質量％以下のＢを含むことが好ましい。Ｂの含有量が０．０００１質量％以上であれば、熱間加工性の改善および熱間圧延における耳切れおよび二枚割れの発生の低減に有効である。ただし、Ｃｒが含まれるオーステナイト系ステンレス鋼へのＢの過剰添加は、Ｃｒ２Ｂの析出による耐食性の低下を招く。したがって、Ｂの含有量は０．０１質量％以下であることが好ましい。より好ましくは、０．０００３質量％以上０．００２５質量％以下である。
【0038】
（Ｃｏ）
Ｃｏ（コバルト）は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を確保するために有効な元素である。ただし、Ｃｏは高価な元素であり、コスト低減の観点から、Ｃｏの含有量は０．８質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０２質量％以上０．２０質量％以下である。
Ｃｏ（コバルト）は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を確保するために有効な元素である。ただし、Ｃｏは高価な元素であり、コスト低減の観点から、Ｃｏの含有量は０．８質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０２質量％以上０．２０質量％以下である。
【0039】
（Ｓｎ）
Ｓｎ（スズ）は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を確保するために有効な元素である。ただし、Ｓｎの過剰添加はオーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性の低下を招いてしまうことから、Ｓｎの含有量は０．１質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００２質量％以上０．０５０質量％以下である。
Ｓｎ（スズ）は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を確保するために有効な元素である。ただし、Ｓｎの過剰添加はオーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性の低下を招いてしまうことから、Ｓｎの含有量は０．１質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００２質量％以上０．０５０質量％以下である。
【0040】
（Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ）
Ａｌ（アルミニウム）、Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）およびＴｉ（チタン）は、いずれも脱酸作用を有する元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、脱酸剤として、０．３質量％以下のＡｌ、０．０３質量％以下のＣａ、０．０３質量％以下のＭｇおよび０．０３質量％以下のＴｉから選択される１種以上を含むことが好ましい。より好ましくは、Ａｌ：０．００２質量％以上０．１００質量％以下、Ｃａ：０．０００２質量％以上０．００２０質量％以下、Ｍｇ：０．０００２質量％以上０．００２０質量％以下、Ｔｉ：０．００１質量％以上０．０１５質量％以下である。
Ａｌ（アルミニウム）、Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）およびＴｉ（チタン）は、いずれも脱酸作用を有する元素である。オーステナイト系ステンレス鋼は、脱酸剤として、０．３質量％以下のＡｌ、０．０３質量％以下のＣａ、０．０３質量％以下のＭｇおよび０．０３質量％以下のＴｉから選択される１種以上を含むことが好ましい。より好ましくは、Ａｌ：０．００２質量％以上０．１００質量％以下、Ｃａ：０．０００２質量％以上０．００２０質量％以下、Ｍｇ：０．０００２質量％以上０．００２０質量％以下、Ｔｉ：０．００１質量％以上０．０１５質量％以下である。
【0041】
〔成分回帰式〕
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎの含有量が、質量％で、下記（１）式で示す値の範囲内であって、下記（１）式中のＮｍｉｄの値は、下記（２）式により算出され、下記（３）式で示すＭｄ３０の値が２０以上７０以下であり、かつ、下記（４）式で示すδｃａｌの値が８．０以下であることが好ましい。
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎの含有量が、質量％で、下記（１）式で示す値の範囲内であって、下記（１）式中のＮｍｉｄの値は、下記（２）式により算出され、下記（３）式で示すＭｄ３０の値が２０以上７０以下であり、かつ、下記（４）式で示すδｃａｌの値が８．０以下であることが好ましい。
【0042】
Ｎｍｉｄ－０．０１７≦Ｎ≦Ｎｍｉｄ＋０．０１７ （１）
Ｎｍｉｄ＝０．０１０２（Ｃｒ＋Ｍｎ－０．１Ｎｉ－０．１Ｃｕ）－０．０４２ （２）
Ｍｄ３０＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１５Ｃｕ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ （３）
δｃａｌ＝－１５－４４．９１Ｃ－０．８８Ｍｎ－２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ－１．０８Ｃｕ－２８．８Ｎ （４）
上記（２）～（４）式の元素記号の箇所には、上記オーステナイト系ステンレス鋼が含有している各元素の含有量（質量％）が代入され、無添加の元素については０が代入される。
Ｎｍｉｄ＝０．０１０２（Ｃｒ＋Ｍｎ－０．１Ｎｉ－０．１Ｃｕ）－０．０４２ （２）
Ｍｄ３０＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１５Ｃｕ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ （３）
δｃａｌ＝－１５－４４．９１Ｃ－０．８８Ｍｎ－２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ－１．０８Ｃｕ－２８．８Ｎ （４）
上記（２）～（４）式の元素記号の箇所には、上記オーステナイト系ステンレス鋼が含有している各元素の含有量（質量％）が代入され、無添加の元素については０が代入される。
【0043】
上述のＮの含有量、Ｍｄ３０の値およびδｃａｌの値を満たすことにより、強度延性バランスおよび疲労特性に、より一層優れたオーステナイト系ステンレス鋼を実現できる。
【0044】
（Ｎの含有量）
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼におけるＮの含有量は、質量％で、上記（１）式で示す値の範囲内であって、上記（１）式中のＮｍｉｄの値は、上記（２）式により算出されてよい。なお、上記（２）式より導き出されるＮｍｉｄは、本発明者らが、ＣｒおよびＭｎは溶鋼に対するＮの溶解度を高めること、またＮｉおよびＣｕは当該溶解度を低めることに着目した上で、鋭意検討の結果、新たに導き出した指標である。また、Ｎ以外の成分の含有量が本発明の規定範囲内であれば、上記（１）式を満たす値の範囲は、Ｎの含有量の規定範囲である０．０８質量％以上となる。
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼におけるＮの含有量は、質量％で、上記（１）式で示す値の範囲内であって、上記（１）式中のＮｍｉｄの値は、上記（２）式により算出されてよい。なお、上記（２）式より導き出されるＮｍｉｄは、本発明者らが、ＣｒおよびＭｎは溶鋼に対するＮの溶解度を高めること、またＮｉおよびＣｕは当該溶解度を低めることに着目した上で、鋭意検討の結果、新たに導き出した指標である。また、Ｎ以外の成分の含有量が本発明の規定範囲内であれば、上記（１）式を満たす値の範囲は、Ｎの含有量の規定範囲である０．０８質量％以上となる。
【0045】
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｎｍｉｄの値は、オーステナイト系ステンレス鋼に含ませることができるＮの量の上限値に関する指標である。このような上限値を超える量のＮをオーステナイト系ステンレス鋼に添加した場合、添加したＮの一部が溶鋼中にＮ２ガスの気泡として発生し、オーステナイト系ステンレス鋼に空隙が形成される。この結果、オーステナイト系ステンレス鋼の強度が低下する。
【0046】
なお、Ｎ２ガスの気泡を発生させない観点からは、Ｎの量の下限値を設ける必要はない。しかしながら、省Ｎｉ型のオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎの含有量が低いと高強度が得にくい。また、Ｎの含有量が低いとδフェライト相の割合が増加しやすく、δフェライト相の割合の増加は熱間加工性の低下を招く。したがって、工業的なばらつきも考慮し、Ｎの含有量は、Ｎｍｉｄ±０．０１７の範囲内であれば好適であるとの知見に至った。
【0047】
したがって、Ｎの含有量が、質量％で、上記（１）式で示す値の範囲内（Ｎｍｉｄ－０．０１７以上Ｎｍｉｄ＋０．０１７以下）であれば、オーステナイト系ステンレス鋼は、添加したＮがＮ２ガスの気泡とならない範囲で最大限にＮを含有することができる。Ｎの含有量を最大化することで、オーステナイト生成元素の総含有量を容易に増加できるため、高価なＮｉの含有量を低減しつつ、オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒微細化が可能となる。したがって、安価かつ、優れた強度延性バランスおよび疲労特性を備えたオーステナイト系ステンレス鋼を、安定的に製造することができる。
【0048】
（Ｍｄ３０の値）
オーステナイト系ステンレス鋼において、Ｍｄ３０の値は、オーステナイト相単相のオーステナイト系ステンレス鋼に対し３０％の引張り歪みを与えた時に、オーステナイト系ステンレス鋼の組織の５０％がマルテンサイト相に変態する温度（℃）を示す。このため、Ｍｄ３０の値は、オーステナイト相の安定度の指標として用いることができる。また、Ｍｄ３０の値は、オーステナイト系ステンレス鋼においてＴＲＩＰ現象の生じやすさに影響する指標としても用いることができる。
オーステナイト系ステンレス鋼において、Ｍｄ３０の値は、オーステナイト相単相のオーステナイト系ステンレス鋼に対し３０％の引張り歪みを与えた時に、オーステナイト系ステンレス鋼の組織の５０％がマルテンサイト相に変態する温度（℃）を示す。このため、Ｍｄ３０の値は、オーステナイト相の安定度の指標として用いることができる。また、Ｍｄ３０の値は、オーステナイト系ステンレス鋼においてＴＲＩＰ現象の生じやすさに影響する指標としても用いることができる。
【0049】
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼のＭｄ３０の値は、２０以上７０以下であることが好ましい。Ｍｄ３０の値は、その値が大きいほど、オーステナイト相から加工誘起マルテンサイト相への変態が起こりやすく、軽度の冷延ひずみの付与で高強度が得られるとともに、優れた延性を確保できる。また、オーステナイト系ステンレス鋼に成形加工が施される場合にも、曲げ部等の加工歪みが付与された部分は、ＴＲＩＰ現象によりさらに高い強度を得られやすい。また、オーステナイト系ステンレス鋼の製造過程において、仕上焼鈍によって結晶粒を微細化するためには、仕上焼鈍前の圧延材における加工誘起マルテンサイト相の存在が有効に作用する。このような効果は、Ｍｄ３０の値が２０以上の場合に顕著に現れる。また、Ｍｄ３０の値が７０を超えると、ＴＲＩＰ現象が過剰に起こりやすくなり、オーステナイト系ステンレス鋼の特性が安定しにくい。
【0050】
したがって、オーステナイト相の安定度の指標であるＭｄ３０の値が２０以上７０以下であれば、高強度でかつ良好な延性を備えるオーステナイト系ステンレス鋼を安定して製造できる。
【0051】
なお、従来知られているＭｄ３０の成分回帰式では、ＮｉおよびＣｕの係数に同じ値を用いることが一般的である。一方、本発明の一実施形態では、Ｍｄ３０の成分回帰式において、Ｎｉの係数よりもＣｕの係数を小さく設定している。従来の知見によるＭｄ３０の成分回帰式は、省Ｎｉ型ではないオーステナイト系ステンレス鋼での実績に基づくものが多い。これに対して、本発明のような省Ｎｉ型成分では、オーステナイト相の安定化に及ぼすＣｕの影響が、従来の知見に比べて明らかに小さいことが判明した。これは、本発明者らによる鋭意検討の結果得られた新規な知見であり、当該知見に基づいて、Ｍｄ３０の成分回帰式におけるＣｕの係数を設定している。これにより、Ｃｕの含有量の調整が容易となり、オーステナイト系ステンレス鋼の製造自由度が大きくなる。
【0052】
（δｃａｌの値）
δｃａｌは、連続鋳造後に１２３０℃で２時間の加熱処理を施した後の鋳片においてδフェライト相が生成する量（体積％）を示し、δフェライト相の生成しやすさを表す指標である。なお、連続鋳造後のスラブに対する加熱処理は、１２３０℃で２時間の条件に限定されるものではない。
δｃａｌは、連続鋳造後に１２３０℃で２時間の加熱処理を施した後の鋳片においてδフェライト相が生成する量（体積％）を示し、δフェライト相の生成しやすさを表す指標である。なお、連続鋳造後のスラブに対する加熱処理は、１２３０℃で２時間の条件に限定されるものではない。
【0053】
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼のδｃａｌの値は、８．０以下であることが好ましい。δｃａｌの値が８．０以下のオーステナイト系ステンレス鋼では、オーステナイト相に比べＮを含有しにくいδフェライト相の生成量が低減する。したがって、このようなオーステナイト系ステンレス鋼であれば、含有できるＮの量を確保しやすい。また、δフェライト相に含有できないＮが溶鋼中に拡散することで、溶鋼中にＮの濃度が過剰に高くなる箇所が発生することによるＮ２ガスの気泡の発生についても、δｃａｌの値が８．０以下であれば効果的に防止できる。また、δフェライト相は、熱間圧延において耳切れまたは二枚割れが発生する原因にもなるが、δｃａｌの値が８．０以下であれば、熱間圧延における耳切れおよび二枚割れについても効果的に防止できる。
【0054】
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、上述のような成分組成を有することにより、高価なＮｉの含有量を抑え安価に製造できる。一般に、オーステナイト生成元素であるＮｉの含有量を低減する場合、他のオーステナイト生成元素であるＣ、Ｎ、Ｃｕおよび／またはＭｎの含有量を増加することが好ましい。しかし、Ｃの含有量が多くなると、結晶粒微細化のため比較的低温による仕上焼鈍を行った場合に、Ｃｒ炭化物が析出しやすい。Ｃｒ炭化物の析出は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性の低下に繋がる。また、ＣｕまたはＭｎの含有量が高いと、熱延工程での割れが生じやすいため、オーステナイト系ステンレス鋼の安定的な製造の観点からは好ましくない。
【0055】
単純にＮの含有量を増やすことは、上述の通りＮ２ガスの気泡の発生の観点から困難であった。この点、本発明の一実施形態では、オーステナイト系ステンレス鋼におけるＮの含有量を上述の式（１）で示される範囲とすることにより、安定的にＮの含有量を最大化することができる。したがって、省Ｎｉ型ながら結晶粒微細化が可能となるため、安価であり、強度延性バランスおよび疲労特性にも優れたオーステナイト系ステンレス鋼を安定的に製造できる。
【0056】
〔引張特性〕
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、突合せ伸びＥＬ（％）と、０．２％耐力ＹＳ（ＭＰａ）との関係が、下記（５）式の関係を満たしていることが好ましい。
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、突合せ伸びＥＬ（％）と、０．２％耐力ＹＳ（ＭＰａ）との関係が、下記（５）式の関係を満たしていることが好ましい。
【0057】
ＹＳ≧０．１７×ＥＬ２－２５．５×ＥＬ＋１３５０ （５）
突合せ伸びＥＬおよび０．２％耐力ＹＳは、いずれもオーステナイト系ステンレス鋼の引張特性の指標である。具体的には、突合せ伸びＥＬは、オーステナイト系ステンレス鋼の延性の指標である。また、０．２％耐力ＹＳは、オーステナイト系ステンレス鋼の強度の指標である。突合せ伸びＥＬおよび０．２％耐力ＹＳは、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠する方法を用いて評価することができる。
突合せ伸びＥＬおよび０．２％耐力ＹＳは、いずれもオーステナイト系ステンレス鋼の引張特性の指標である。具体的には、突合せ伸びＥＬは、オーステナイト系ステンレス鋼の延性の指標である。また、０．２％耐力ＹＳは、オーステナイト系ステンレス鋼の強度の指標である。突合せ伸びＥＬおよび０．２％耐力ＹＳは、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠する方法を用いて評価することができる。
【0058】
また、上記式（５）は、オーステナイト系ステンレス鋼における強度延性バランスを示すものである。上記式（５）の関係を満たすオーステナイト系ステンレス鋼であれば、従来のＳＵＳ３０１およびＳＵＳ３０１Ｌと同等以上の強度延性バランスを有しているといえる。
【0059】
〔製造方法〕
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、仕上焼鈍工程を含む。オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、仕上焼鈍工程以外の工程については、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼の製造工程を含んでよい。以下に、本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法の一例を示すが、これに限られるものではない。
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、仕上焼鈍工程を含む。オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、仕上焼鈍工程以外の工程については、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼の製造工程を含んでよい。以下に、本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法の一例を示すが、これに限られるものではない。
【0060】
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法では、例えば、成分を調整した溶鋼を連続鋳造することによってスラブを製造する。そして、連続鋳造により製造したスラブを１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、熱間圧延を施して熱延鋼帯を製造する。そして、熱間圧延を施した熱延鋼帯に酸洗を行う。なお、熱延鋼帯の酸洗前に焼鈍を施してもよく、焼鈍を施さずに酸洗を行ってもよい。熱延鋼帯の酸洗前に焼鈍を施す場合、焼鈍温度は９００℃以上１１５０℃以下の範囲の温度で行うことが好ましいが、上述の範囲に限定されない。そして、酸洗後の熱延鋼帯に、所定の板厚になるまで冷間圧延を施す。
【0061】
冷間圧延工程は、冷間圧延後の鋼帯における加工誘起マルテンサイト相が全体の５０％以上の割合となるような圧延率および圧延温度により行うことが好ましい。このような冷間圧延工程を行うことで、その後の仕上焼鈍工程にて鋼帯の結晶粒微細化を効果的に行うことができる。なお、オーステナイト系ステンレス鋼のＭｄ３０の値を２０以上７０以下に調整する場合には、一般的な条件で冷間圧延を施すことにより、仕上焼鈍工程における結晶粒微細化に有効な量の加工誘起マルテンサイト相を得ることができる。この場合でも、必要に応じて冷間圧延の圧延率を高めたり、圧延温度を低く制御したりすることは、加工誘起マルテンサイト相の生成に有効である。
【0062】
（仕上焼鈍工程）
冷間圧延後の鋼帯には、仕上焼鈍が施される。オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒が効果的に微細化されるように、仕上焼鈍は７５０℃以上９８０℃以下の範囲の温度で行う。仕上焼鈍の温度が７５０℃未満であれば、鋼中に加工誘起マルテンサイト相が残存し、組織の再結晶が完了しない。また、仕上焼鈍の温度が９８０℃を超える場合、結晶粒の成長が起こりやすくなるため、安定して平均結晶粒径が１０μｍ以下の組織を得ることが困難である。
冷間圧延後の鋼帯には、仕上焼鈍が施される。オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒が効果的に微細化されるように、仕上焼鈍は７５０℃以上９８０℃以下の範囲の温度で行う。仕上焼鈍の温度が７５０℃未満であれば、鋼中に加工誘起マルテンサイト相が残存し、組織の再結晶が完了しない。また、仕上焼鈍の温度が９８０℃を超える場合、結晶粒の成長が起こりやすくなるため、安定して平均結晶粒径が１０μｍ以下の組織を得ることが困難である。
【0063】
なお、冷間圧延工程において、上述の所定の板厚が薄い場合等、必要に応じて中間焼鈍および中間圧延を行なってもよい。さらに、所定の板厚にした後、強度を高めるため、仕上焼鈍後に必要に応じて調質圧延を施してもよい。
【0064】
（Ｎ添加工程）
また、本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、Ｎの含有量が、質量％で、下記（６）式で示す値の範囲内となるように、溶鋼にＮを添加するＮ添加工程を含んでいてもよい。下記（６）式中のＮｍｉｄの値は、下記（７）式により算出される。
また、本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、Ｎの含有量が、質量％で、下記（６）式で示す値の範囲内となるように、溶鋼にＮを添加するＮ添加工程を含んでいてもよい。下記（６）式中のＮｍｉｄの値は、下記（７）式により算出される。
【0065】
Ｎｍｉｄ－０．０１７≦Ｎ≦Ｎｍｉｄ＋０．０１７ （６）
Ｎｍｉｄ＝０．０１０２（Ｃｒ＋Ｍｎ－０．１Ｎｉ－０．１Ｃｕ）－０．０４２ （７）
上記（７）式の元素記号の箇所には、上記オーステナイト系ステンレス鋼が含有している各元素の含有量（質量％）が代入され、無添加の元素については０が代入される。
Ｎｍｉｄ＝０．０１０２（Ｃｒ＋Ｍｎ－０．１Ｎｉ－０．１Ｃｕ）－０．０４２ （７）
上記（７）式の元素記号の箇所には、上記オーステナイト系ステンレス鋼が含有している各元素の含有量（質量％）が代入され、無添加の元素については０が代入される。
【0066】
Ｎ添加工程は、Ｎの含有量の範囲を上記（６）式で示す範囲内となるように算出する。これにより、オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎ２ガスの気泡の発生を抑制しつつ、最大限にＮを含有できる。したがって、安価かつ、優れた強度延性バランスおよび疲労特性を備えたオーステナイト系ステンレス鋼を製造できる。なお、Ｎ添加工程では、上記（３）式で示すＭｄ３０の値が２０以上７０以下であり、かつ、上記（４）式で示すδｃａｌの値が８．０以下の関係も満たすように、溶鋼にＮを添加することがより好ましい。また、Ｎ添加工程において、Ｎの添加方法は特に限定されない。
【0067】
〔好適な用途〕
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、省Ｎｉ型でありながら、例えば、既知のばね用ステンレス鋼であるＳＵＳ３０１－ＣＳＰ以上の強度延性バランスと疲労特性とを有する。したがって、当該オーステナイト系ステンレス鋼は、例えば、シリンダヘッドガスケット、ぜんまいばね、電子機器部品用ばね、車載電池フレーム材、構造材およびメタルパッキン等の、高い強度延性バランスおよび疲労特性が要求されるばね製品の素材として好適である。
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、省Ｎｉ型でありながら、例えば、既知のばね用ステンレス鋼であるＳＵＳ３０１－ＣＳＰ以上の強度延性バランスと疲労特性とを有する。したがって、当該オーステナイト系ステンレス鋼は、例えば、シリンダヘッドガスケット、ぜんまいばね、電子機器部品用ばね、車載電池フレーム材、構造材およびメタルパッキン等の、高い強度延性バランスおよび疲労特性が要求されるばね製品の素材として好適である。
【0068】
本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【0069】
本発明の一実施例および比較例に係るオーステナイト系ステンレス鋼について評価した結果について、以下に説明する。
【0070】
〔評価の条件〕
＜成分組成＞
本発明の実施例１～５および比較例１～７に係るオーステナイト系ステンレス鋼の成分組成（質量％）と、これらのオーステナイト系ステンレス鋼の成分組成から算出したＮｍｉｄの値、Ｍｄ３０の値およびδｃａｌの値とを、下記表１に示す。なお、下記表１において下線が付されている値は、本発明の規定範囲外であることを示す。
＜成分組成＞
本発明の実施例１～５および比較例１～７に係るオーステナイト系ステンレス鋼の成分組成（質量％）と、これらのオーステナイト系ステンレス鋼の成分組成から算出したＮｍｉｄの値、Ｍｄ３０の値およびδｃａｌの値とを、下記表１に示す。なお、下記表１において下線が付されている値は、本発明の規定範囲外であることを示す。
【0071】
【表1】
【0072】
＜製造方法＞
本発明の各実施例および比較例に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、次に示す方法により製造した。表１に示す成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼について溶製および熱延を行い、板厚４．３ｍｍの熱延材を得た。当該熱延材に１０５０℃の温度での焼鈍を施した後、冷間圧延により板厚１．３ｍｍの冷延材を得た。当該冷延材に、７８０℃以上９５０℃以下の温度による仕上焼鈍を行って、最終的に３０％の調質圧延を施すことにより、板厚０．８５ｍｍのオーステナイト系ステンレス鋼板（３０％圧延材）を製造した。
本発明の各実施例および比較例に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、次に示す方法により製造した。表１に示す成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼について溶製および熱延を行い、板厚４．３ｍｍの熱延材を得た。当該熱延材に１０５０℃の温度での焼鈍を施した後、冷間圧延により板厚１．３ｍｍの冷延材を得た。当該冷延材に、７８０℃以上９５０℃以下の温度による仕上焼鈍を行って、最終的に３０％の調質圧延を施すことにより、板厚０．８５ｍｍのオーステナイト系ステンレス鋼板（３０％圧延材）を製造した。
【0073】
実施例１～５に係る３０％圧延材は、本発明の規定範囲内で成分組成をそれぞれ変更して製造したものである。比較例１～７に係る３０％圧延材は、成分組成について、いずれかの成分が本発明の規定範囲外となるか、または、いずれかの成分回帰式による算出値が本発明の規定範囲外となるように製造したものである。なお、比較例７に係る３０％圧延材は、省Ｎｉ型ではない従来のＳＵＳ３０１Ｌに相当する成分組成を有する例である。
【0074】
＜評価方法＞
本発明の実施例１～５および比較例１～７に係る３０％圧延材の各種指標について、以下に示す通り評価を実施した。
本発明の実施例１～５および比較例１～７に係る３０％圧延材の各種指標について、以下に示す通り評価を実施した。
【0075】
（製造可否）
製造可否について、溶製中のスラブからＮ２ガスの気泡が発生したか否か、また熱延材に二枚割れが生じたか否かについて確認した。Ｎ２ガスの気泡の発生または二枚割れが生じていた場合、オーステナイト系ステンレス鋼板を適切に製造することはできなかったと評価した。
製造可否について、溶製中のスラブからＮ２ガスの気泡が発生したか否か、また熱延材に二枚割れが生じたか否かについて確認した。Ｎ２ガスの気泡の発生または二枚割れが生じていた場合、オーステナイト系ステンレス鋼板を適切に製造することはできなかったと評価した。
【0076】
（耐食性）
耐食性は、電気化学的再活性化率を指標として評価した。再活性化率は、熱延材に対してＪＩＳ Ｇ０５８０に準じて測定した。具体的には、液温３０℃の０．５ｍｏｌ／Ｌ硫酸、０．０１ｍｏｌ／Ｌチオシアン酸カリウム水溶液中で、自然電位から０．３Ｖ（ｖｓＳＣＥ）まで、掃引速度１００ｍＶ／ｍｉｎで分極させた（以下、「往路」）。０．３Ｖ（ｖｓＳＣＥ）に到達後、往路とは逆方向に電位を掃引し、熱延材の再活性化後に、再びアノード電流が０となる電位で掃引を終了した（以下、「復路」）。
耐食性は、電気化学的再活性化率を指標として評価した。再活性化率は、熱延材に対してＪＩＳ Ｇ０５８０に準じて測定した。具体的には、液温３０℃の０．５ｍｏｌ／Ｌ硫酸、０．０１ｍｏｌ／Ｌチオシアン酸カリウム水溶液中で、自然電位から０．３Ｖ（ｖｓＳＣＥ）まで、掃引速度１００ｍＶ／ｍｉｎで分極させた（以下、「往路」）。０．３Ｖ（ｖｓＳＣＥ）に到達後、往路とは逆方向に電位を掃引し、熱延材の再活性化後に、再びアノード電流が０となる電位で掃引を終了した（以下、「復路」）。
【0077】
往路の最大電流密度ｉａと、復路の最大電流密度ｉｒとの比（ｉｒ／ｉａ）を、再活性化率として算出した。このような評価方法は、耐食性を評価するための方法である鋭敏化判定方法としては厳しいものであるため、再活性化率が例えば１．５％程度であっても実環境では問題ないと考えられる。しかしながら、本発明の一実施例に係る３０％圧延材は微細な結晶粒を有するため、耐食性の評価が困難であることを考慮し、再活性化率１％以下であれば、好ましい耐食性を有していると評価した。
【0078】
（結晶粒径）
平均結晶粒径は、ＥＢＳＤ法を用いて評価した。各実施例および比較例について、８５０℃または９５０℃の温度で仕上焼鈍した材料の、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面に対して機械研磨後に電解研磨を施した。その後、倍率２０００倍の視野で、当該断面における４０μｍ×４０μｍの範囲について、ステップ間隔０．２μｍでＥＢＳＤ分析を行った。Σ３対応粒界を満たす方位関係における方位差について、方位差１°以下の焼鈍双晶は除いて、方位差２°以上の境界を粒界とみなし、下記式（８）により結晶粒径を算出した。これを５視野について行い、当該５視野で得られた結晶粒径の平均を、平均結晶粒径として算出した。
平均結晶粒径は、ＥＢＳＤ法を用いて評価した。各実施例および比較例について、８５０℃または９５０℃の温度で仕上焼鈍した材料の、圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面に対して機械研磨後に電解研磨を施した。その後、倍率２０００倍の視野で、当該断面における４０μｍ×４０μｍの範囲について、ステップ間隔０．２μｍでＥＢＳＤ分析を行った。Σ３対応粒界を満たす方位関係における方位差について、方位差１°以下の焼鈍双晶は除いて、方位差２°以上の境界を粒界とみなし、下記式（８）により結晶粒径を算出した。これを５視野について行い、当該５視野で得られた結晶粒径の平均を、平均結晶粒径として算出した。
【0079】
結晶粒径＝（４０×４０／測定範囲内の結晶粒の個数）１／２ （８）
（引張特性）
引張特性は、突合せ伸びＥＬ（％）および０．２％耐力ＹＳ（ＭＰａ）の指標を用いて評価した。突合せ伸びＥＬおよび０．２％耐力ＹＳは、３０％圧延材からＪＩＳ１３号Ｂ試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた引張試験により測定した。０．２％耐力ＹＳは、クロスヘッド速度３ｍｍ／ｍｉｎにより測定した。また、突合せ伸びＥＬは、クロスヘッド速度２０ｍｍ／ｍｉｎ、評点間距離５０ｍｍにより測定した。そして、突合せ伸びＥＬと０．２％耐力ＹＳとの関係が、上述の式（５）の関係を満たしているか否かを評価した。
（引張特性）
引張特性は、突合せ伸びＥＬ（％）および０．２％耐力ＹＳ（ＭＰａ）の指標を用いて評価した。突合せ伸びＥＬおよび０．２％耐力ＹＳは、３０％圧延材からＪＩＳ１３号Ｂ試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた引張試験により測定した。０．２％耐力ＹＳは、クロスヘッド速度３ｍｍ／ｍｉｎにより測定した。また、突合せ伸びＥＬは、クロスヘッド速度２０ｍｍ／ｍｉｎ、評点間距離５０ｍｍにより測定した。そして、突合せ伸びＥＬと０．２％耐力ＹＳとの関係が、上述の式（５）の関係を満たしているか否かを評価した。
【0080】
〔結果〕
各種指標について評価した結果を下記表２に示す。
各種指標について評価した結果を下記表２に示す。
【0081】
【表2】
【0082】
（実施例）
実施例１～５に係る３０％圧延材はいずれも、スラブにおいてＮ２ガスの気泡は発生せず、また熱延材の二枚割れも見られず、問題なく製造できた。また、焼鈍材の再活性化率は１％以下であり、８５０℃および９５０℃焼鈍後の平均結晶粒径は１０μｍ以下であった。さらに、突合せ伸びＥＬと０．２％耐力ＹＳとの関係についても、上述の式（５）の関係を満たすものであった。
実施例１～５に係る３０％圧延材はいずれも、スラブにおいてＮ２ガスの気泡は発生せず、また熱延材の二枚割れも見られず、問題なく製造できた。また、焼鈍材の再活性化率は１％以下であり、８５０℃および９５０℃焼鈍後の平均結晶粒径は１０μｍ以下であった。さらに、突合せ伸びＥＬと０．２％耐力ＹＳとの関係についても、上述の式（５）の関係を満たすものであった。
【0083】
したがって、実施例１～５に係る３０％圧延材は、安定的に製造可能であり、微細な結晶粒を含む組織を有し、強度延性バランスおよび耐食性にも優れたオーステナイト系ステンレス鋼であることが示された。
【0084】
（比較例）
これに対して、比較例１、６では、製造時のスラブにおいてＮ２ガスの気泡が発生した。比較例１では、Ｎの含有量がＮｍｉｄの値＋０．０１７よりも多く、Ｎが固溶しきれなかったためと考えられる。比較例６では、δｃａｌの値が８．０以上であるため、δフェライト相が過剰に生成したためと考えられる。また、比較例３ではＣｕ、Ｍｎ量が多いためスラブの中心部にＣｕＭｎ相が生成したことに起因し、熱延材において二枚割れの発生が見られたと考えられる。以上より、比較例１、３、６の成分組成では、適切な製造ができなかったと評価した。
これに対して、比較例１、６では、製造時のスラブにおいてＮ２ガスの気泡が発生した。比較例１では、Ｎの含有量がＮｍｉｄの値＋０．０１７よりも多く、Ｎが固溶しきれなかったためと考えられる。比較例６では、δｃａｌの値が８．０以上であるため、δフェライト相が過剰に生成したためと考えられる。また、比較例３ではＣｕ、Ｍｎ量が多いためスラブの中心部にＣｕＭｎ相が生成したことに起因し、熱延材において二枚割れの発生が見られたと考えられる。以上より、比較例１、３、６の成分組成では、適切な製造ができなかったと評価した。
【0085】
比較例２に係る３０％圧延材は、再活性化率が１．５％であり、１％を超えていたことから耐食性が十分ではないと評価した。これは、比較例２ではＣの含有量が本発明の規定範囲を超えているため、Ｃｒ炭化物の析出が起こったためと考えられる。
【0086】
比較例４に係る３０％圧延材は、８５０℃および９５０℃焼鈍後の平均結晶粒径が、いずれも１０μｍを超えていた。これは、比較例４ではＭｄ３０の値が２０未満であることから、仕上焼鈍前の加工誘起マルテンサイト量が少なくなっていたことが原因と考えられる。また、比較例４に係る３０％圧延材は、突合せ伸びＥＬと０．２％耐力ＹＳとの関係が上述の式（５）の関係を満たすものではなかった。これは、比較例４に係る３０％圧延材は結晶粒微細化が十分ではないことから、強度延性バランスも十分には確保できなかったためと考えられる。
【0087】
比較例５に係る３０％圧延材は、突合せ伸びＥＬと０．２％耐力ＹＳとの関係が上述の式（５）の関係を満たすものではなかった。これは、比較例５ではＮの含有量がＮｍｉｄ－０．０１７の値よりも少ないためと考えられる。
【0088】
比較例７に係る３０％圧延材は、８５０℃焼鈍後の平均結晶粒径は１０μｍ以下であったが、９５０℃焼鈍後の平均結晶粒径は１０μｍを超えていた。これは、比較例７ではＣｕの含有量が本発明の規定範囲よりも少ないため、仕上焼鈍工程での昇温時におけるεＣｕの析出が不十分となり、εＣｕによる結晶粒成長の阻害効果が不十分となったことが原因である可能性が考えられる。そのため、比較例７では高価なＮｉを本発明の規定範囲よりも多く含むにもかかわらず、結晶粒微細化を安定して行うことができなかったと考えられる。