WO2021149601A1 - マルテンサイト系ステンレス鋼板およびマルテンサイト系ステンレス鋼部材 - Google Patents

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WO2021149601A1
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quenching
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井上　宜治
眞市 田村
山田　義仁
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日鉄ステンレス株式会社
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a martensitic stainless steel sheet and a martensitic stainless steel member having excellent corrosion resistance after quenching. More specifically, the present invention relates to martensitic stainless steel having excellent corrosion resistance even when air-cooled and hardened, which is used for manufacturing Western tableware knives, looms, tools, disc brakes and the like.
  • Martensitic stainless steel sheets such as SUS420J1 and SUS420J2 steel are generally used for tools such as Western tableware knives (table knives), scissors, weaving machines, and calipers. In such applications, it is difficult to use plating, painting, and rust preventive oil, and the material itself is required to have rust resistance. It is also important that it does not wear easily, and high hardness is required.
  • the manufacturing process of Western tableware knives, etc. is usually made by die-cutting from a steel plate, heating, quenching, and then polishing to make a knife.
  • the quenching process is often performed by air cooling, which also depends on the characteristics of the martensitic stainless steel sheet, which has excellent quenching properties.
  • Patent Document 1 discloses a martensitic stainless steel that is air-cooled and has excellent corrosion resistance during quenching.
  • N is added up to about 0.06% as an element for improving corrosion resistance.
  • Patent Document 2 discloses steel to which N is further added. Further, Patent Document 3 discloses a steel in which N is further increased by using special equipment.
  • the present inventors first investigated the rusting situation of the table knife in detail. As a result, it was clarified that the rusting site starts from the end face of the steel sheet, more specifically, the central part of the thickness of the steel sheet. Furthermore, the formation of a ⁇ ferrite phase ( ⁇ Fe phase) due to macrosegregation was confirmed in the central part of the thickness of the steel plate, and the grain boundaries of this ⁇ Fe became the accumulation sites of carbides, and the carbides were melted by heating during quenching. It was found that the mechanism of carbide formation is that intergranular precipitation occurs during subsequent cooling, resulting in sensitization and intergranular corrosion.
  • ⁇ Fe phase ⁇ ferrite phase
  • the rusting depends on the cooling rate at the time of quenching.
  • the cooling rate varies greatly depending on the quenching equipment, but when evaluated by the average cooling rate from the quenching temperature to 600 ° C, which is the temperature at which the precipitation of carbides is almost completed, the cooling rate exceeds 100 ° C / s in water quenching.
  • the cooling rate is only about 5 ° C./s, and the precipitation of carbides cannot be suppressed and the quenching occurs. It turns out that is likely to occur.
  • a martensitic stainless steel sheet having a ⁇ p of 120 or more represented by the following formula (1) When the martensitic stainless steel sheet is held at 1050 ° C. for 30 minutes, then air-cooled and quenched, and tempered at 150 ° C. for 30 minutes, the area of ⁇ ferrite ( ⁇ Fe) present in the center of the plate thickness in the plate thickness cross section.
  • ⁇ p 420C + 470N + 30Ni + 7Mn + 9Cu-11.5Cr-11.5Si-12Mo-23V-47Nb-52Al + 189 ... Equation (1)
  • the element symbol in the formula (1) means the content (mass%) of the element.
  • the steel composition is further replaced with a part of the Fe in mass%.
  • Mo 0.01-1.0%
  • Ti 0.005 to 0.050%
  • the steel composition is further replaced with a part of the Fe in mass%. Sn: 0.01 to 0.10%, Bi: 0.01 to 0.20%
  • the martensitic stainless steel sheet according to (1) or (2) which contains one or two of the above.
  • the ⁇ p represented by the above formula (1) is 120 or more, and Further, a martensitic stainless steel member having an area ratio of ⁇ ferrite ( ⁇ Fe) existing in the central portion of the plate thickness in a plate thickness cross section of less than 0.1%.
  • the martensitic stainless steel sheet of the present invention has excellent corrosion resistance, especially end face corrosion resistance, while maintaining sufficient hardness to withstand use for martensitic stainless steel applications such as table knives and other Western tableware. Therefore, when it is used as a martensitic stainless steel member such as a Western tableware knife, it can be expected to have an effect of improving corrosion resistance and prolonging the product life.
  • C is an element that determines the quenching hardness together with N, and is required to be 0.100% or more in order to obtain the hardness required for a Western tableware knife. It is preferably 0.110% or more, and 0.120% or more.
  • the quenching hardness becomes larger than necessary, the load during polishing increases, and the toughness also decreases.
  • Cr carbides are likely to precipitate during air-cooling quenching and the corrosion resistance is likely to be impaired, so the content is set to 0.170% or less. It is preferably 0.155% or less.
  • Si 0.25 to 0.60% Since Si is necessary for deoxidation in steelmaking and is also effective in suppressing the formation of oxide scale after quenching heat treatment, it is contained in an amount of 0.25% or more. If it is less than 0.25%, an oxidation scale is excessively generated, which increases the final polishing load. However, excessive addition suppresses austenite production and impairs hardenability, so the content is set to 0.60% or less.
  • Mn 0.10 to 0.60%
  • Mn is an austenite-stabilizing element and is necessary for ensuring hardness and the amount of martensite during quenching. Therefore, it is contained in an amount of 0.10% or more. However, in order to promote the formation of oxide scale during quenching and increase the subsequent polishing load, the content is set to 0.60% or less. Further, if it is added excessively, a large amount of MnS is generated and the corrosion resistance is also lowered.
  • P 0.035% or less
  • P is an element contained as an impurity in alloys such as hot metal and ferrochrome, which are raw materials. Since it is an element harmful to the toughness of the steel sheet after hot rolling annealing and quenching, its content shall be 0.035% or less. Excessive addition reduces hot workability and corrosion resistance.
  • S 0.015% or less S has a small solid solubility in the austenite phase and segregates at the grain boundaries to promote a decrease in hot workability. Further, if it is contained in an excessive amount, a large amount of MnS is generated and the corrosion resistance is also lowered. Therefore, the S content is set to 0.015% or less.
  • Cr 11.0 to 15.0% Cr is required at least 11.0% or more in order to maintain corrosion resistance as a Western tableware knife. On the other hand, since it also has the effect of narrowing the stable temperature of austenite, it should be 15.0% or less. Preferably, it is 12.0 or more. The upper limit is preferably 14.0% or less. The range is preferably 12.0 to 14.0%.
  • Ni 0.05-0.60% Like Mn, Ni is an austenite-stable element and is necessary for securing hardness and the amount of martensite during quenching. It also has the effect of improving corrosion resistance. Therefore, it is contained in an amount of 0.05% or more. However, excessive addition may increase the stability of the ⁇ phase and decrease the amount of martensite, and Ni is more expensive than other elements, so the upper limit is set to 0.60%.
  • Cu 0.006 to 0.50%
  • Cu is an austenite-stable element like Mn and Ni, and is an element that improves corrosion resistance. Although it is an element that cannot be avoided from scrap during steelmaking, it is contained in an amount of 0.006% or more in order to improve corrosion resistance. It is preferably contained in an amount of 0.02% or more. More preferably, the content is 0.05% or more. On the other hand, excessive content reduces hot workability and the like, so the content should be 0.50% or less. Although it is cheaper than Ni, it is relatively expensive, so its addition is an element that we want to keep as low as possible.
  • V 0.010 to 0.10%
  • V is an element that is often inevitably mixed with ferrochrome or the like, which is an alloy element. Since it is difficult to reduce the load and the steelmaking process is overloaded, 0.010% or more is contained. However, since excessive content narrows the austenite formation temperature range, it was set to 0.10% or less. Further, if it is added in an excessive amount, VN is formed and N is immobilized, which causes a decrease in hardness and a decrease in corrosion resistance, which is not preferable.
  • Al 0.05% or less Al is an effective element for deoxidation, but its content is 0.05 because excessive content produces CaS, which is a soluble inclusion, during hot rolling and reduces corrosion resistance. % Or less.
  • the Al content is preferably 0.001% or more. Al may not be contained.
  • N 0.040% or more and less than 0.060%
  • N is an element that determines quenching hardness together with C and is an important element in the present invention that improves corrosion resistance. Therefore, in the present invention, it is contained in an amount of 0.040% or more. 0.045% or more is preferable.
  • N is excessively contained, bubble defects are likely to occur in the slab, and conversely, the corrosion resistance is lowered, and the manufacturing cost is increased in the secondary refining by VOD or the like.
  • VOD secondary refining by VOD or the like.
  • N should be low, and the content thereof should be less than 0.060%. Preferably, it is 0.057% or less.
  • C + 1 / 2N 0.130 to 0.190%
  • the elements that determine the hardness of the martensite phase in steel are C and N, the sum of which contributes to the hardness. According to the study of the present inventor, the contribution of N to hardness is half that of C, and it is necessary that C + 1 / 2N is 0.130% or more in order to obtain the hardness required for a Western tableware knife. .. It is preferably 0.150% or more. On the other hand, if C + 1 / 2N is excessive, the quenching hardness is excessively increased, and the toughness of the intermediate material (slab or the like) in the product or manufacturing process is impaired. It is preferably 0.180% or less, and may be 0.175% or less.
  • ⁇ p may be adjusted to 130 or more, or 140 or more. In the present invention, it may be 170 or less, and may be 150 or less.
  • the steel composition of the present invention contains the above components, and the balance consists of Fe and impurities.
  • the steel composition in order to improve the rust resistance and corrosion resistance in place of a part of the Fe in addition to the elements described above, the steel composition is Mo, Nb, Ti and Sn, Bi. Elements can be added.
  • Mo 0.01-1.0% Mo is an element that improves corrosion resistance, and its effect is exhibited by adding 0.01% or more. However, Mo is also an expensive element, and even if it is added excessively, the effect is not clear, and the upper limit is 1.0%.
  • Ti 0.005 to 0.050%
  • Ti is an element that suppresses sensitization and deterioration of corrosion resistance due to precipitation of chromium carbonitride in stainless steel by forming carbonitride. The effect is expressed at 0.005%. However, excessive addition destabilizes the martensite phase and reduces the hardness, so the upper limit is 0.050%.
  • Nb 0.005 to 0.050%
  • Nb is an element that suppresses sensitization and deterioration of corrosion resistance due to precipitation of chromium carbonitride in stainless steel by forming carbonitride. The effect is expressed at 0.005%. However, excessive addition destabilizes the martensite phase and reduces the hardness, so the upper limit is 0.050%.
  • Sn 0.01 to 0.10%
  • Sn is an element effective for improving corrosion resistance after quenching, preferably 0.01% or more, and preferably 0.05% or more if necessary. However, excessive addition is preferably 0.10% or less because it promotes ear cracking during hot spreading.
  • Bi 0.01% to 0.20% Bi is an element that improves corrosion resistance. Although the mechanism has not been clarified, it is considered that the addition of Bi has the effect of miniaturizing MnS, which tends to be the starting point of rusting, and thus reduces the probability of becoming the starting point of rusting. It is effective when added at 0.01% or more. Even if more than 0.20% is added, the effect is only saturated, so the upper limit is set to 0.20%.
  • ⁇ ferrite phase ratio of steel plate and steel member The present inventors have found that ⁇ ferrite ( ⁇ Fe) existing in the central portion of the thickness of the steel sheet has a great influence on the end face corrosion resistance of the steel sheet.
  • ⁇ ferrite ( ⁇ Fe) existing in the central portion of the thickness of the steel sheet has a great influence on the end face corrosion resistance of the steel sheet.
  • the grain boundary between ⁇ Fe and the matrix phase ( ⁇ phase) becomes a precipitation site for Cr carbides during cooling, causing sensitization in the vicinity of the precipitated Cr carbides and end face corrosion resistance. I think it will reduce.
  • N improves the end face corrosion resistance is that it also has an effect of suppressing the precipitation of Cr carbides. Therefore, in the present invention, it is effective to suppress ⁇ Fe existing in the central portion of the plate thickness in the steel together with N content.
  • the steel sheet of the present invention is a steel sheet before quenching. It would be good if ⁇ Fe existing in the steel sheet before quenching could be measured, but it is difficult to measure because all the periphery is a ferrite phase. Instead, ⁇ Fe present in the steel sheet after quenching / tempering is relatively easy to measure because the periphery is a martensite phase. Therefore, the steel sheet of the present invention (before quenching) is subjected to quenching / tempering treatment. After that, the amount of ⁇ Fe is evaluated.
  • the quenching conditions for evaluation are heating to 1050 ° C., holding for 30 minutes, and then air cooling, and the tempering conditions are 150 ° C. and 30 minutes.
  • the quenching method is air cooling.
  • the steel sheet is hardened and tempered under the above evaluation conditions, and then evaluated by the abundance area ratio ( ⁇ Fe amount) of the ⁇ Fe layer in the sheet thickness cross section.
  • the steel plate and steel member of the present invention do not have a sufficiently high N content as described above. Therefore, it is necessary to further reduce ⁇ Fe as compared with the case where the N content is higher. With the N amount of the present invention, good end face corrosion resistance can be obtained when the ⁇ Fe amount is less than 0.1%. Corrosion resistance improves as the amount of ⁇ Fe is reduced, but it is set to 0.05% or more because a longer heat treatment is required as described later. The range is preferably 0.05% or more and less than 0.1%.
  • ⁇ Manufacturing method of steel sheet> As the method for producing the steel sheet of the present invention, a conventional method is used. A slab with adjusted components is obtained by melting and casting, which is hot-rolled, then box-annealed, shot, and pickled to obtain a product. However, in order to control the amount of ⁇ Fe to less than 0.1%, the slab is preheated. As a result, the amount of ⁇ Fe produced can be reduced more than before, and good end face corrosion resistance can be obtained.
  • the heating conditions at this time are preferably 1100 to 1150 ° C. and the soaking time is more than 50 hours and 100 hours or less.
  • the heating temperature exceeds 1150 ° C.
  • the two phases ( ⁇ + ⁇ ) become stable and the amount of ⁇ Fe rapidly increases, which is not preferable.
  • the rapidly increased ⁇ Fe remains in a large amount even in the subsequent process, which causes a decrease in hardness.
  • ⁇ Fe does not decrease even if it is heated for a long time, which is not preferable. Since the amount of ⁇ Fe is smaller than that in the case of exceeding 1150 ° C., the hardness may be maintained depending on the post-process.
  • This preheating may be performed as slab heating before hot rolling, and hot rolling may be performed as it is.
  • the obtained steel sheet is punched, hardened, tempered, and polished to produce a steel member.
  • forging may be performed to shape the shape.
  • the following are preferable conditions for quenching and tempering.
  • the quenching temperature is preferably 1000 to 1150 ° C. If the quenching temperature is less than 1000 ° C., the austenite phase is small at the high temperature, and the hardness after quenching becomes low, which is not preferable. On the other hand, if the quenching temperature exceeds 1150 ° C., the ⁇ phase and the stable austenite phase increase, and in this case as well, the hardness decreases, which is not preferable.
  • the holding time during quenching is preferably 1 minute to 1 hour. If the holding time is less than 1 minute, the austenite phase is small at high temperature and the hardness after quenching is low, which is not preferable. On the other hand, if the holding time is more than 1 hour, the stable austenite phase increases, and in this case as well, the hardness decreases, which is not preferable.
  • the cooling rate at the time of quenching is an average cooling rate from the quenching temperature to 600 ° C., preferably 1 ° C./sec or more. If it is less than this, the hardness is lowered, which is not preferable. By air-cooling the quenching, the preferable cooling rate can be realized.
  • the tempering temperature is preferably 100 ° C to 250 ° C. If the tempering temperature is less than 100 ° C., the tempering effect is poor, and if the tempering temperature exceeds 250 ° C., the hardness decrease becomes too large, which is not preferable.
  • the steel sheet of the present invention is hot-rolled, box-annealed, shot, and pickled to obtain a product. Further, the obtained steel sheet is punched, hardened, tempered, and polished to prepare the steel member of the present invention. That is, the steel sheet of the present invention is before quenching, and the steel structure of the steel sheet has a crystal structure mainly composed of ferrite or the like. On the other hand, the steel member of the present invention, which has been hardened and tempered after processing the steel sheet, has a structure in which the steel structure is mainly martensite.
  • the steels having the composition shown in Tables 1 and 2 were melted and cast into a slab having a thickness of 250 mm.
  • these slabs were preheated and heat-treated at 1150 ° C. for 60 hours to set the amount of ⁇ Fe within a certain range.
  • the A2 steel was preheated at 1175 ° C. for 60 hours and at 950 ° C. for 60 hours to obtain A2'steel and A2'steel, respectively.
  • the hot-rolled steel sheet was annealed by box annealing.
  • the maximum heating temperature was set to a temperature range of 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
  • the scale on the surface of the steel sheet after annealing was removed by shot blasting and pickled.
  • Example 1 In order to evaluate the obtained steel sheet, a sample for evaluation is cut out from the steel sheet, and the sample is heated to 1050 ° C. for 30 minutes as a quenching / tempering process, held for 30 minutes, and then air-cooled at 150 ° C. for 30 minutes. It was tempered to make a steel member. After that, each evaluation of ⁇ Fe amount measurement, hardness measurement, and end face corrosion resistance was performed. The results obtained are shown in Table 3.
  • ⁇ Fe The amount of ⁇ Fe was measured by mirror-polishing and etching the end face of the sample to reveal the structure.
  • ⁇ Fe can be expressed in aqua regia or the like as the etching solution, it is preferable to use a reagent called the improved Murakami reagent described in Non-Patent Document 1 because ⁇ Fe is deeply etched in brown, and evaluation is performed using this. did.
  • a typical example is shown in FIG.
  • the tissue revealed by the improved Murakami reagent is examined under a microscope, a photograph of ⁇ Fe is taken from the total thickness of a certain width (2 mm in this example), the ⁇ Fe area is obtained from the image analysis, and then the area ratio ( ⁇ Fe area ( ⁇ Fe area ( ⁇ Fe area)). mm 2 ) / 2 mm ⁇ total thickness (mm) ⁇ 100 (%)) was calculated and used as the amount of ⁇ Fe.
  • its value needs to be less than 0.1%. Further, it is preferably 0.05% or more and less than 0.1%.
  • ⁇ Fe area ratio ( ⁇ Fe amount) Less than 0.1% was regarded as pass (A), and more than 0.1% was regarded as fail (X).
  • the surface hardness is evaluated by the Rockwell hardness tester C scale in accordance with JIS Z2245, and 50 or more is passed (A), and the others are rejected (Failure). X).
  • the end face corrosion resistance After polishing the sample surface and end face with # 600, the end face is used as the evaluation surface and the salt spray test is performed for 24 hours (JIS Z 2371 "salt spray test method") to determine the rusting point. I counted. A score of 2 or less was regarded as a pass (A), and a score exceeding that score was a failure (X). In particular, those with zero rusting points were regarded as passing (S). Even if the salt spray test was carried out for 24 hours or more, rust did not develop further, so the end face corrosion resistance was judged based on the results for 24 hours.
  • the samples obtained by quenching and tempering the steel sheet of the present invention are not only excellent in end face corrosion resistance but also excellent in other characteristics, and Western tableware knives.
  • Preferable as a steel plate for use Preferable as a steel plate for use.
  • the comparative steel has inferior end face corrosion resistance or inferior other characteristics, and it is clear that it is not preferable as a steel plate for Western tableware knives.
  • Example 2 Using the member cut out from the obtained steel sheet, quenching and tempering were performed under the conditions shown in Table 4 to obtain a steel member. Quenching was performed by heating at 1050 to 1150 ° C., and then cooling was performed by controlling the cooling rate from the quenching temperature to 600 ° C. to the cooling rate shown in Table 4. Further, a tempering treatment for 1 to 2 hours was carried out at 150 to 250 ° C. to obtain a steel member. Further, A2'steel and A2'steel were also treated in the same manner.
  • Table 4 shows the ⁇ Fe amount measurement, hardness measurement, and end face corrosion resistance evaluation of the obtained steel member together with the heat treatment conditions.
  • the evaluation method and evaluation criteria were the same as in Example 1.
  • All of the steel members of the present invention are excellent not only in end face corrosion resistance but also in other characteristics, and are preferable as steel members for Western tableware knives.
  • the comparative steel has inferior end face corrosion resistance or inferior other characteristics, and it is clear that it is not preferable as a steel member for Western tableware knives.
  • the present invention it is possible to produce a martensitic stainless steel member having excellent end face corrosion resistance after air-cooling quenching and a martensitic stainless steel sheet as a material thereof with high productivity, and a Western food produced using the martensitic stainless steel sheet.
  • the corrosion resistance of the vessel knife is improved, which is very useful industrially.

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．１００～０．１７０％、Ｓｉ：０．３０～０．６０％、Ｍｎ：０．１０～０．６０％、Ｃｒ：１１．０～１５．０％、Ｎｉ：０．０５～０．６０％、Ｃｕ：０．００６～０．５０％、Ｖ：０．０１０～０．１０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０４０％以上０．０６０％未満、Ｃ＋１／２Ｎ：０．１３０～０．１９０％であり、（１）式で示されるγｐが１２０以上であるマルテンサイト系ステンレス鋼板において、前記マルテンサイト系ステンレス鋼板を焼き入れし、焼き戻したとき、鋼板の板厚中央部に存在するδフェライト（δＦｅ）の板厚断面における面積率が０．１％未満となる。

Description

マルテンサイト系ステンレス鋼板およびマルテンサイト系ステンレス鋼部材
　本発明は焼き入れ後の耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼板およびマルテンサイト系ステンレス鋼部材に関する。より詳しくは、本発明は洋食器ナイフ、織機、工具、ディスクブレーキ等の製造に用いられる空冷焼き入れを行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に関する。
　洋食器ナイフ（テーブルナイフ）やはさみ、織機、ノギス等の工具には、ＳＵＳ４２０Ｊ１、ＳＵＳ４２０Ｊ２鋼等のマルテンサイト系ステンレス鋼板が一般に用いられている。このような用途においては、めっきや塗装、防錆油の使用が困難であり、素材そのものに耐銹性が求められる。また、摩耗しくにいことも重要で高い硬度が必要とされているからである。
　洋食器ナイフ等の製造工程は、通常、鋼板から型抜きし、加熱、焼き入れ後、研磨工程を経てナイフとなる。焼き入れ工程は空冷程度で行われることが多く、これも焼き入れ性の優れたマルテンサイト系ステンレス鋼板の特性に依存している。
　特許文献１は、空冷で焼き入れ時に耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。ここで、耐食性を向上させる元素としてＮを０．０６％程度まで添加している。
　特許文献２には、さらにＮを添加した鋼が開示されている。また、特許文献３には、特殊な設備を用いてさらにＮを高めた鋼が開示されている。
　近年、欧州を中心に洋食器の耐食性に対する要求が高度化してきている。その結果、耐銹性評価試験において、テーブルナイフの刃の背または刃先、持ち手部の中央部に発銹が見られる場合が散見されており、その改善が求められている。
特開２００８－１６３４５２号公報 特開２００５－１６３１７６号公報 特開２００５－２４８２６３号公報
日本金属学会誌、１９６２年、第２６巻、第７号、４７２－４７８頁
　近年、欧州を中心に洋食器の耐食性に対する要求の高度化に伴い、厳格な耐食性試験でのテーブルナイフの刃の背または刃先、持ち手部の中央部の発銹に対する改善要求が高まっている。本発明では、テーブルナイフなどの洋食器用等のマルテンサイト系ステンレス鋼の用途に対して使用に耐えうる十分な硬さを保持しつつ、端面耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼板およびマルテンサイト系ステンレス鋼部材を提供することを目的とした。
　本発明者らは、上記目的を達成するために、まず、テーブルナイフの発銹状況を詳細に調査した。その結果、発銹部位は鋼板端面、詳しくは、鋼板厚み中央部が起点となっていることが明らかになった。さらに、鋼板厚み中央部に、マクロ偏析に起因するδフェライト相（δＦｅ相）の生成が確認され、このδＦｅの粒界が炭化物の集積サイトとなり、その炭化物が焼き入れ時の加熱で溶解し、その後の冷却時に粒界析出し、その結果、鋭敏化が起こり、粒界腐食を引き起こすことが発銹のメカニズムであることが判明した。
　また、その発銹は焼き入れ時の冷却速度にも依存することを見出した。冷却速度は、焼き入れ設備に大きく依存し変わるものの、焼き入れ温度から炭化物析出が概ね完了する温度である６００℃までの平均冷却速度で評価すると、水焼き入れでは１００℃／ｓを超える冷却速度が得られるので、炭化物析出が抑制され発銹は起こりにくいが、テーブルナイフの製造工程で多く用いられる空冷では、その冷却速度が５℃／ｓ程度に過ぎず、炭化物析出が抑制できず発銹が起こりやすいことが分かった。
　本発明者らは、これらの知見に基づき、その改善方法を検討した結果、鋼板成分にＮを添加することと、製造工程の最適化により、通常の工程では一定程度存在することが避けられないδＦｅを減少させて、鋼中のδＦｅを一定量に制限することにより、成形・熱処理後の洋食器ナイフにおいて、この発銹が抑制できることを見出した。
　その後、さらに詳細な検討を行い、発明を完成させるに至った。
　すなわち、
（１）質量％で、
Ｃ：０．１００～０．１７０％、
Ｓｉ：０．２５～０．６０％、
Ｍｎ：０．１０～０．６０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：１１．０～１５．０％、
Ｎｉ：０．０５～０．６０％、
Ｃｕ：０．００６～０．５０％、
Ｖ：０．０１０～０．１０％、
Ａｌ：０．０５％以下
Ｎ：０．０４０％以上０．０６０％未満、
Ｃ＋１／２Ｎ：０．１３０～０．１９０％であり、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、
下記式（１）で示されるγｐが１２０以上であるマルテンサイト系ステンレス鋼板において、
前記マルテンサイト系ステンレス鋼板を１０５０℃で３０分保持後空冷焼き入れし、１５０℃、３０分の焼き戻しを行ったとき、板厚中央部に存在するδフェライト（δＦｅ）の板厚断面における面積率が０．１％未満となることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼板。
　　γｐ＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋３０Ｎｉ＋７Ｍｎ＋９Ｃｕ－１１．５Ｃｒ－１１．５Ｓｉ－１２Ｍｏ－２３Ｖ－４７Ｎｂ－５２Ａｌ＋１８９　・・・　式（１）
式（１）中の元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を意味する。
（２）前記鋼組成が、さらに前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、
Ｎｂ：０．００５～０．０５０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼板。
（３）前記鋼組成が、さらに前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｓｎ：０．０１～０．１０％、
Ｂｉ：０．０１～０．２０％
の１種または２種を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼板。
（４）（１）～（３）の何れか１つに記載の鋼組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼部材において、
前記式（１）で示されるγｐが１２０以上であり、
さらに、板厚中央部に存在するδフェライト（δＦｅ）の板厚断面における面積率が０．１％未満であることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼部材。
　本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼板はテーブルナイフなどの洋食器用等のマルテンサイト系ステンレス鋼の用途に対して使用に耐えうる十分な硬さを保持しつつ、耐食性、特に端面耐食性に優れる。よって洋食器ナイフ等のマルテンサイト系ステンレス鋼部材として使用された場合、耐食性が向上し製品寿命が長くなる効果も期待できる。
改良村上試薬を用いてエッチングした本発明鋼板の断面組織の代表例
　さらに、詳細に説明する。
＜鋼板および鋼部材の化学成分＞（％は質量％を意味する。）
　Ｃ：０．１００～０．１７０％
　ＣはＮとともに焼き入れ硬さを決める元素であり、洋食器ナイフに必要な硬さを得るためには０．１００％以上必要である。好ましくは０．１１０％以上であり、０．１２０％以上である。一方、過度に添加すると焼き入れ硬さが必要以上に大きくなり、研磨時の負荷が増えるほか、靱性も低下させる。また、本発明をもってしても空冷焼き入れ時にＣｒ炭化物が析出し耐食性を損なうことも起こりやすくなるため、０．１７０％以下とする。好ましくは０．１５５％以下である。
　Ｓｉ：０．２５～０．６０％
　Ｓｉは製鋼での脱酸のために必要であるほか、焼き入れ熱処理後の酸化スケールの生成を抑制するにも有効であるため、０．２５％以上含有させる。０．２５％未満であると酸化スケールが過度に生成し、最終の研磨負荷を増大させる。しかし、過剰の添加はオーステナイト生成を抑制し、焼き入れ性を損ねるために、０．６０％以下とする。
　Ｍｎ：０．１０～０．６０％
　Ｍｎはオーステナイト安定元素であり、焼き入れ時の硬さとマルテンサイト量確保のために必要である。そのため、０．１０％以上含有させる。しかし、焼き入れ時の酸化スケール生成を促進させ、その後の研磨負荷を増大させるため、０．６０％以下とする。また、過剰に添加するとＭｎＳが多く生成し耐食性も低下させる。
　Ｐ：０．０３５％以下
　Ｐは原料である溶銑やフェロクロム等の合金中に不純物として含まれる元素である。熱延焼鈍後や焼き入れ後の鋼板の靱性に対して有害な元素であるため、その含有量は０．０３５％以下とする。過剰に添加すると熱間加工性や耐食性を低下させる。
　Ｓ：０．０１５％以下
　Ｓはオーステナイト相に対する固溶度が小さく、粒界に偏析して熱間加工性の低下を促進する。また、過剰に含有するとＭｎＳが多く生成し耐食性も低下させる。そのため、Ｓの含有量が０．０１５％以下とする。
　Ｃｒ：１１．０～１５．０％
　Ｃｒは洋食器ナイフとして耐食性を保持するために、少なくとも１１．０％以上必要である。一方、オーステナイト安定温度を狭める効果もあるため、１５．０％以下とする。好ましくは、１２．０以上である。また上限は１４．０％以下が好ましい。範囲としては１２．０～１４．０％とするのが良い。
　Ｎｉ：０．０５～０．６０％
　Ｎｉは、Ｍｎと同様にオーステナイト安定元素であり、焼き入れ時の硬さとマルテンサイト量確保のために必要である。また、耐食性を向上させる効果もある。そのため、０．０５％以上含有させる。しかし、過剰の添加はγ相の安定度を増加させマルテンサイト量が減少することもあり、また、Ｎｉは他の元素と比較して高価であるため、その上限は０．６０％とする。
　Ｃｕ：０．００６～０．５０％
　Ｃｕは、Ｍｎ、Ｎｉと同様にオーステナイト安定元素であり、また、耐食性を向上させる元素である。製鋼時のスクラップからの混入が避けられない元素でもあるが、耐食性向上のために、０．００６％以上含有させる。０．０２％以上含有させるのが好ましい。０．０５％以上の含有がより好ましい。一方、過度の含有は熱間加工性等を低下させるので、０．５０％以下とする。Ｎｉよりは安価であるが比較的高価であるため、その添加はできるだけ低くしたい元素である。
　Ｖ：０．０１０～０．１０％
　Ｖは合金元素であるフェロクロム等から不可避的に混入する場合が多い元素である。その削減は困難であり、製鋼工程に負荷を掛けすぎるので、０．０１０％以上を含有させる。しかし、過度の含有はオーステナイト形成温度域を狭めるので、０．１０％以下とした。また、過剰に添加するとＶＮを形成し、Ｎを固定化するため、硬さ低下や耐食性低下を引き起こすため好ましくない。
　Ａｌ：０．０５％以下
　Ａｌは脱酸のために有効な元素であるが、過度の含有は熱延時に可溶性介在物であるＣａＳを生成させ、耐食性を低下させるので、その含有は０．０５％以下とする。Ａｌ含有量が０．００１％以上であると好ましい。Ａｌは含有しなくても良い。
　Ｎ：０．０４０％以上０．０６０％未満
　ＮはＣとともに焼き入れ硬さを決める元素であるとともに、耐食性を向上させる本発明では重要な元素である。そのため、本発明では０．０４０％以上含有させる。０．０４５％以上が好ましい。しかし、Ｎを過剰に含有させると、スラブ中に気泡欠陥ができやすく逆に耐食性を低下させるとともにＶＯＤ等による二次精錬では製造コストを増加させる元素である。特に連続鋳造では気泡欠陥を避けて安定に製造することが難しいため、Ｎは低めが良く、その含有量は０．０６０％未満とする。好ましくは、０．０５７％以下である。
　Ｃ＋１／２Ｎ：０．１３０～０．１９０％
　鋼中のマルテンサイト相の硬さを決める元素はＣとＮであり、その合計が硬さに寄与する。本発明者の検討によれば、硬さに対するＮの寄与はＣの半分であり、洋食器ナイフとして必要な硬さを得るにはＣ＋１／２Ｎが０．１３０％以上であることが必要である。好ましくは０．１５０％以上である。一方、Ｃ＋１／２Ｎが過剰になると、焼き入れ硬さが上がりすぎて、製品や製造工程における中間材（鋳片等）の靱性を損ねるために、０．１９０％以下とする。好ましくは０．１８０％以下であり、０．１７５％以下としても良い。
　さらに、焼き入れた時に硬さが安定して発現するように、前記（１）式で記載されたγｐが１２０以上となるように相互調整を行う必要がある。γｐが１２０未満であると焼き入れ条件によっては硬さのばらつきが大きくなる。また、鋼中のδＦｅも多くなる。本発明においては、γｐを１３０以上に調整しても良いし、１４０以上であっても良い。本発明においては１７０以下で良く、１５０以下であっても良い。
　本発明の鋼組成は、上記成分を含有するほか、残部はＦｅ及び不純物からなる。
　加えて、本発明では、鋼組成が、上記に説明してきた元素に加えて、前記Ｆｅの一部に替えて、耐銹性、耐食性を向上させるために、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＳｎ、Ｂｉの元素を添加できる。
　Ｍｏ：０．０１～１．０％
　Ｍｏは耐食性を向上させる元素であり、０．０１％以上の添加でその効果を発現する。しかし、Ｍｏは高価な元素でもあり、過度に添加しても効果が明確でなく、１．０％を上限とする。
　Ｔｉ：０．００５～０．０５０％
　Ｔｉは、炭窒化物を形成することでステンレス鋼におけるクロム炭窒化物の析出による鋭敏化や耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は０．００５％で発現する。しかし、過度に添加すると、マルテンサイト相を不安定にし、硬さが低下するため、０．０５０％を上限とする。
　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％
　Ｎｂは、炭窒化物を形成することでステンレス鋼におけるクロム炭窒化物の析出による鋭敏化や耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は０．００５％で発現する。しかし、過度に添加すると、マルテンサイト相を不安定にし、硬さが低下するため、０．０５０％を上限とする。
　Ｓｎ：０．０１～０．１０％
　Ｓｎは焼入れ後の耐食性向上に有効な元素であり、０．０１％以上が好ましく、必要に応じて０．０５％以上添加することが好ましい。但し、過度な添加は熱延時の耳割れを促進するため０．１０％以下にすることが好ましい。
　Ｂｉ：０．０１％～０．２０％
　Ｂｉは、耐食性を向上させる元素である。その機構については明確になっていないが、発銹起点となり易いＭｎＳをＢｉ添加により微細化する効果あるため、発銹起点となる確率を低下させると考えている。０．０１％以上の添加で効果を発揮する。０．２０％超添加しても効果は飽和するだけなので、上限を０．２０％とする。
　＜鋼板および鋼部材のδフェライト相比率＞
　本発明者らは鋼板の板厚中央部に存在するδフェライト（δＦｅ）が鋼板の端面耐食性に大きく影響することを見出した。鋼板を冷却速度の遅い空冷程度で焼き入れた場合、δＦｅと母相（γ相）との粒界が冷却中のＣｒ炭化物の析出サイトとなり、析出したＣｒ炭化物近傍の鋭敏化を引き起こし、端面耐食性を低下させると考えている。また、Ｎが端面耐食性を向上させる理由として、Ｃｒ炭化物の析出を抑制する効果もあると推定している。
　したがって、本発明ではＮ含有とともに、鋼中の板厚中央部に存在するδＦｅの抑制が有効である。
　本発明の鋼板は、焼き入れ前の鋼板である。焼き入れ前の鋼板に存在するδＦｅを測定できれば良いが、周辺もすべてフェライト相であり、測定は困難である。その代わりに焼き入れ・焼き戻し後の鋼板に存在するδＦｅは周辺がマルテンサイト相であるため、比較的測定しやすいため、本発明の鋼板（焼き入れ前）について、焼き入れ・焼き戻し処理を行った上でδＦｅ量を評価する。評価のための焼き入れ条件は１０５０℃に加熱して３０分保持した後、空冷する条件とし、焼き戻し条件は１５０℃、３０分とする。焼き入れ温度が低すぎ、時間が短すぎるとフェライト相が残りδＦｅ相と区別できないため好ましくなく、焼き入れ温度が高すぎ、時間が長すぎるとδＦｅ相が変化して初期状態と異なるため好ましくない。焼き入れ方法は空冷とする。鋼板について、上記評価条件で焼き入れ・焼き戻しを行った上で、板厚断面でのδＦｅ層の存在面積率（δＦｅ量）で評価する。
　本発明の鋼板及び鋼部材は、前述のとおりＮ含有量を十分に高いレベルとはしていない。そのため、Ｎ含有量がより高い場合に比較し、δＦｅをより減少させる必要がある。本発明のＮ量であれば、δＦｅ量を０．１％未満とすると良好な端面耐食性が得られる。δＦｅ量を低減させるほど耐食性が向上するが、後述のようにより長時間の熱処理が必要となるため、０．０５％以上とする。範囲として０．０５％以上０．１％未満が望ましい。
　＜鋼板の製造方法＞
　本発明の鋼板の製造方法は、常法が使用される。溶解・鋳造により、成分が調整されたスラブを得、それを熱間圧延したのち、箱焼鈍を行い、ショット、酸洗して製品とする。
　ただし、δＦｅ量を０．１％未満に制御するために、スラブの予備加熱を行う。これによりδＦｅの生成量をこれまでより低減でき、良好な端面耐食性をえることができる。この時の加熱条件は、１１００～１１５０℃で、均熱時間５０時間超１００時間以下とすることが良い。加熱温度が１１５０℃超であると、二相（γ＋δ）が安定となり、δＦｅ量が急増し好ましくない。また、急増したδＦｅはこの後工程でも多量に残存するため硬さも低下させる要因となる。一方、１１００℃未満であると、長時間加熱してもδＦｅが減少せず、好ましくない。δＦｅ量は１１５０℃超の場合よりも少ないため、後工程次第で硬さを維持できる場合もある。また、５０時間以下ではδＦｅが多くなりすぎて好ましくなく、１００時間超では高コストなり好ましくない。
　この予備加熱は熱間圧延前のスラブ加熱として行い、そのまま熱間圧延しても良い。
　＜鋼部材の製造方法＞
　本発明では、得られた鋼板を打ち抜き、焼き入れ、焼き戻しを行い、研磨して鋼部材を作成する。打ち抜き後焼き入れ前に、鍛造を行い、形を整えることを行うこともある。なお、焼き入れ、焼き戻しの条件として以下が好ましい。焼き入れ温度は１０００～１１５０℃が好ましい。焼き入れ温度が１０００℃未満であると、高温時にオーステナイト相が少なく、焼き入れ後の硬さが低くなるため好ましくない。一方、焼き入れ温度が１１５０℃超であると、δ相や安定オーステナイト相が増加し、この場合も硬さが低下するため好ましくない。また、焼き入れ時の保持時間は、１分～１時間が好ましい。保持時間が１分未満であると、高温時にオーステナイト相が少なく、焼き入れ後の硬さが低くなるため好ましくない。一方、保持時間が１時間超であると、安定オーステナイト相が増加し、この場合も硬さが低下するため好ましくない。焼き入れ時の冷却速度は、焼き入れ温度から６００℃までの平均冷却速度で、１℃／ｓｅｃ以上が好ましい。これ未満であると、硬さが低下するため好ましくない。焼き入れを空冷とすることにより、前記好ましい冷却速度を実現することができる。焼き戻し温度は、１００℃～２５０℃が好ましい。焼き戻し温度が１００℃未満では焼き戻しの効果が乏しく、焼き戻し温度が２５０℃を超えると、硬さ低下が大きくなりすぎるため、好ましくない。
　＜鋼板及び鋼部材の鋼組織＞
　上述のとおり、本発明の鋼板は、熱間圧延したのち、箱焼鈍を行い、ショット、酸洗して製品とする。さらに、得られた鋼板について、鋼板を打ち抜き、焼き入れ、焼き戻しを行い、研磨して、本発明の鋼部材を作成する。即ち、本発明の鋼板は、焼き入れ前であって、鋼板の鋼組織はフェライト等を主体とした結晶組織を有している。一方、鋼板について加工を行った後に焼き入れ、焼き戻しを行った本発明の鋼部材は、その鋼組織がマルテンサイトを主体とした組織となる。このような性質を有する鋼については、焼き入れ熱処理前の鋼板（鋼組織はフェライトを主体とする）であっても、一般に「マルテンサイト系ステンレス鋼板」と呼ばれている。そのような事情から、本発明について、鋼板に関しても「マルテンサイト系ステンレス鋼板」と記載することとした。
　以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
　本実施例では、まず、表１、表２に示す成分組成の鋼を溶製して２５０ｍｍ厚のスラブに鋳造した。次に、これらのスラブを予備加熱として１１５０℃、６０時間の熱処理を行い、δＦｅ量を一定範囲とした。ただし、Ａ２鋼に対しては、１１７５℃、６０時間および９５０℃、６０時間の予備加熱を行い、それぞれＡ２’鋼、Ａ２”鋼とした。
　その後、１１５０℃に加熱して、熱間圧延を経て板厚３～８ｍｍの熱延鋼板とした。引き続き熱延鋼板の焼鈍を箱焼鈍で行った。最高加熱温度を８００℃以上、９００℃以下の温度域とした。焼鈍後の鋼板表面のスケールをショットブラストで除去し、酸洗した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　＜実施例１＞
　得られた鋼板を評価するため、鋼板から評価用の試料を切り出し、当該試料について、焼き入れ・焼き戻し処理として１０５０℃に加熱して３０分保持した後、空冷し、１５０℃、３０分の焼き戻しを行って鋼部材とした。その後、δＦｅ量測定、硬さ測定、端面耐食性の各評価を行った。得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　δＦｅ量は、試料端面を鏡面研磨、エッチングを行い、組織を現出させて、測定した。エッチング液は、王水等でもδＦｅ現出可能であるが、非特許文献１に記載されている改良村上試薬と呼ばれる試薬を用いるとδＦｅが茶色に濃くエッチングされるので好ましく、これを用いて評価した。図１に代表例を示す。
　改良村上試薬で現出させた組織を検鏡し、一定幅（本実施例では２ｍｍ）の全厚からδＦｅの写真を撮影し、その画像解析からδＦｅ面積を求め、それから面積率（δＦｅ面積（ｍｍ２）／２ｍｍ×全厚（ｍｍ）×１００（％））を算出してδＦｅ量とした。本発明の成分の鋼部材が優れた耐食性を示すには、その値が、０．１％未満であることが必要である。さらに、好ましくは、０．０５％以上０．１％未満である。δＦｅ面積率（δＦｅ量）：０．１％未満を合格（Ａ）とし、それ以上を不合格（Ｘ）とした。
　硬度は、試料表面を＃８０研磨仕上げした後、表面硬度（焼入れ硬度）をＪＩＳ　Ｚ　２２４５に準拠してロックウエル硬度計Ｃスケールで評価し、５０以上を合格（Ａ）、それ以外を不合格（Ｘ）とした。
　端面耐食性の評価は、試料表面および端面を＃６００研磨仕上げした後、端面を評価面として上面にして、塩水噴霧試験を２４時間（ＪＩＳ　Ｚ　２３７１「塩水噴霧試験方法」）行い、発銹点を数えた。２点以下を合格（Ａ）とし、それを超えた場合を不合格（Ｘ）とした。特に発銹点がゼロであったものは、合格（Ｓ）とした。なお、２４時間以上塩水噴霧試験を行っても、それ以上錆が進展することは少ないため、２４時間の結果をもって、端面耐食性を判断した。
　本発明の鋼板に規定の焼き入れ・焼き戻しを施した試料（本発明の鋼部材に相当）は、いずれも端面耐食性に優れているだけでなく、他の特性も優れており、洋食器ナイフ用鋼板として好ましい。これに対し、比較鋼では、端面耐食性が劣位か、その他の特性が劣位であり、洋食器ナイフ用鋼板として好ましくないことが明らかである。
　＜実施例２＞
　得られた鋼板から切り出した部材を用いて、表４に示す条件で焼き入れ焼き戻しを行い、鋼部材とした。焼き入れは１０５０～１１５０℃で加熱し、その後焼き入れ温度から６００℃までの冷却速度を表４に記載した冷却速度に制御して冷却した。さらに、１５０～２５０℃で１～２ｈの焼き戻し処理を実施して、鋼部材とした。また、Ａ２’鋼、Ａ２”鋼も同様に処理した。
　得られた鋼部材のδＦｅ量測定、硬さ測定、端面耐食性評価を熱処理条件とともに表４に示す。尚、評価方法および評価基準は実施例１と同一とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明の鋼部材はいずれも端面耐食性に優れているだけでなく、他の特性も優れており、洋食器ナイフ用鋼部材として好ましい。これに対し、比較鋼では、端面耐食性が劣位か、その他の特性が劣位であり、洋食器ナイフ用鋼部材として好ましくないことが明らかである。
　本発明によれば、空冷焼き入れ後の端面耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼部材及びその素材となるマルテンサイト系ステンレス鋼板を生産性良く製造することが可能となり、それを用いて製造した洋食器ナイフの耐食性が向上し、産業上、非常に有用である。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１００～０．１７０％、
    Ｓｉ：０．２５～０．６０％、
    Ｍｎ：０．１０～０．６０％、
    Ｐ：０．０３５％以下、
    Ｓ：０．０１５％以下、
    Ｃｒ：１１．０～１５．０％、
    Ｎｉ：０．０５～０．６０％、
    Ｃｕ：０．００６～０．５０％、
    Ｖ：０．０１０～０．１０％、
    Ａｌ：０．０５％以下
    Ｎ：０．０４０％以上０．０６０％未満
    Ｃ＋１／２Ｎ：０．１３０～０．１９０％
    であり、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、
    下記式（１）で示されるγｐが１２０以上であるマルテンサイト系ステンレス鋼板において、
    前記マルテンサイト系ステンレス鋼板を１０５０℃で３０分保持後空冷焼き入れし、１５０℃、３０分の焼き戻しを行ったとき、板厚中央部に存在するδフェライト（δＦｅ）の板厚断面における面積率が０．１％未満となることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼板。
    　　γｐ＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋３０Ｎｉ＋７Ｍｎ＋９Ｃｕ－１１．５Ｃｒ－１１．５Ｓｉ－１２Ｍｏ－２３Ｖ－４７Ｎｂ－５２Ａｌ＋１８９　・・・　式（１）
    式（１）中の元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を意味する。
  2. 　前記鋼組成が、さらに前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
    Ｍｏ：０．０１～１．０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、
    Ｎｂ：０．００５～０．０５０％
    の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼板。
  3. 　前記鋼組成が、さらに前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
    Ｓｎ：０．０１～０．１０％、
    Ｂｉ：０．０１～０．２０％
    の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼板。
  4. 　請求項１～請求項３の何れか１項に記載の鋼組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼部材において、
    前記式（１）で示されるγｐが１２０以上であり、
    さらに、板厚中央部に存在するδフェライト（δＦｅ）の板厚断面における面積率が０．１％未満であることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼部材。
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