(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.１２％以下、Ｓｉ：０.３０％〜３.００％、Ｍｎ：２.０％〜９.０％、Ｎｉ：７.０％〜１５.０％、Ｃｒ：１１.０％〜２０.０％、Ｎ：０.３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式で定義されるＮｉ当量の値が１９.０以上となる成分組成を有し、オーステナイト平均結晶粒径をｄ（μｍ）とするとき、ｄ-1/2（μｍ-1/2）が０.４０以上であり、相当ひずみ０.５０以上の冷間加工を付与した後の透磁率μが１.０１００以下となる性質を有するオーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋０.６Ｍｎ＋９.６９（Ｃ＋Ｎ）＋０.１８Ｃｒ−０.１１Ｓｉ2  ・・・（１）
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０.１２％以下、Ｓｉ：０.３０％〜３.００％、Ｍｎ：２.０％〜９.０％、Ｎｉ：７.０％〜１５.０％、Ｃｒ：１１.０％〜２０.０％、Ｎ：０.３０％以下を含有し、さらにＭｏ：３.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｎｂ：１.０％以下、Ｔｉ：１.０％以下、Ｂ：０.０１０％以下の１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記（３）式で定義されるＮｉ当量の値が１９.０以上となる成分組成を有し、オーステナイト平均結晶粒径をｄ（μｍ）とするとき、ｄ-1/2（μｍ-1/2）が０.４０以上であり、相当ひずみ０.５０以上の冷間加工を付与した後の透磁率μが１.０１００以下となる性質を有するオーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋０.６Ｍｎ＋９.６９（Ｃ＋Ｎ）＋０.１８Ｃｒ−０.１１Ｓｉ2＋０.６Ｍｏ＋２.３（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）  ・・・（３）
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０.０２％〜０.０９％、Ｓｉ：０.３０％〜３.００％、Ｍｎ：２.０％〜９.０％、Ｎｉ：７.０％〜１４.０％、Ｃｒ：１６.０％〜２０.０％、Ｎ：０.０２％〜０.３０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式で定義されるＮｉ当量の値が１９.０以上となる成分組成を有し、オーステナイト平均結晶粒径をｄ（μｍ）とするとき、ｄ-1/2（μｍ-1/2）が０.４０以上であり、相当ひずみ０.５０以上の冷間加工を付与した後の透磁率μが１.０１００以下となる性質を有するオーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋０.６Ｍｎ＋９.６９（Ｃ＋Ｎ）＋０.１８Ｃｒ−０.１１Ｓｉ2  ・・・（１）
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０.０２％〜０.０９％、Ｓｉ：０.３０％〜３.００％、Ｍｎ：２.０％〜９.０％、Ｎｉ：７.０％〜１４.０％、Ｃｒ：１６.０％〜２０.０％、Ｎ：０.０２％〜０.３０％を含有し、さらにＭｏ：３.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｎｂ：１.０％以下、Ｔｉ：１.０％以下、Ｂ：０.０１０％以下の１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記（３）式で定義されるＮｉ当量の値が１９.０以上となる成分組成を有し、オーステナイト平均結晶粒径をｄ（μｍ）とするとき、ｄ-1/2（μｍ-1/2）が０.４０以上であり、相当ひずみ０.５０以上の冷間加工を付与した後の透磁率μが１.０１００以下となる性質を有するオーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋０.６Ｍｎ＋９.６９（Ｃ＋Ｎ）＋０.１８Ｃｒ−０.１１Ｓｉ2＋０.６Ｍｏ＋２.３（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）  ・・・（３）
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載のステンレス鋼板であって、当該鋼板に圧延率４０％以上の冷間圧延を施したのち、時効温度３００℃〜６００℃、かつ下記（４）式を満足する条件で時効処理を施したとき、時効前後における弾性限界応力σ0.01の増加量が１５０Ｎ／ｍｍ2以上となる性質を有するオーステナイト系ステンレス鋼板。
１３０００＜Ｔ（logｔ＋２０）＜１６５００  ・・・（４）
ただし、Ｔは絶対温度で表した時効温度（Ｋ）、ｔは時効時間（ｈ）である。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれか１項に記載のステンレス鋼板であって、当該鋼板に圧延率４０％以上の冷間圧延を施したのち、時効温度３００℃〜６００℃、かつ下記（４）式を満足する条件で時効処理を施す工程に供するためのオーステナイト系ステンレス鋼板。
１３０００＜Ｔ（logｔ＋２０）＜１６５００  ・・・（４）
ただし、Ｔは絶対温度で表した時効温度（Ｋ）、ｔは時効時間（ｈ）である。
【請求項７】
請求項１〜４のいずれか１項に記載のステンレス鋼板に、圧延率４０％以上の冷間圧延を施したのち、時効温度３００℃〜６００℃、かつ下記（４）式を満足する条件で時効処理を施す、高弾性限非磁性鋼材の製造方法。
１３０００＜Ｔ（logｔ＋２０）＜１６５００  ・・・（４）
ただし、Ｔは絶対温度で表した時効温度（Ｋ）、ｔは時効時間（ｈ）である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は磁性を利用して機能する各種機器・装置に使用される部品用に適した、過酷な加工を施しても非磁性を維持しうるオーステナイト系ステンレス鋼板、およびそれを素材に用いた靭性に優れる高弾性限非磁性ステンレス鋼材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＳＵＳ３０４に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼は良好な耐食性を有し、焼鈍状態で非磁性のオーステナイト組織を呈することから、非磁性鋼として各種機器・装置に使用されている。
しかしながら、用途によっては強度が要求されるために冷間加工を施して加工硬化させた状態で使用する必要がある。ＳＵＳ３０４の場合、オーステナイト相が準安定であるために、冷間加工中にマルテンサイトの生成が誘起されて磁性を帯びるようになり、非磁性鋼としては使用できなくなる。高強度用非磁性鋼としては、Ｎ含有量が高いＳＵＳ３０４Ｎが使用される場合もあるが、この鋼も冷間加工後の非磁性維持に関しては不十分である。
【０００３】
したがって、高強度非磁性用途にはオーステナイト相がより安定なＳＵＳ３１６系の鋼種が一般的に使用される。この鋼種はＭｏを多量に含有している。しかし、Ｍｏは耐食性に対して優れた効果を発揮するものの、強度、非磁性に対する寄与度は低い。高強度を重視する用途においてはＳＵＳ３１６系鋼種であっても非磁性の維持が難しい場合がある。
【０００４】
近年、エレクトロニクス分野の急速な発達により、各種機器・装置に使用される部品として非磁性と高弾性限を呈する鋼板素材のニーズが高まっている。そのような鋼板素材は、調質圧延材に打抜き加工や曲げ加工を施して部品形状に成形した後、時効処理によって高強度化を図ることが一般的である。このため、大量生産での生産性を考慮すると、調質圧延材の段階では軟質で打抜き加工や曲げ加工の金型負担が小さく、その後の時効処理によって硬質化、高強度化できるとともに、高い弾性限を付与できる材料が求められている。
特許文献１には、加工硬化のみを利用した非磁性鋼高強度鋼として、過酷な加工を施しても非磁性を維持し、かつ強度、耐食性に優れた非磁性ステンレス鋼が開示されている。特許文献２には、バネ特性に優れた非磁性ステンレス鋼板が開示されている。特許文献３には、析出硬化型の高強度非磁性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】
【特許文献１】特開昭６１―２６１４６３号公報
【特許文献２】特公平６―４９０５号公報
【特許文献３】特開平５―９８３９１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、特許文献１の鋼板に通常の調質圧延および時効処理を施しても、必ずしも満足できる時効硬化特性は得られない。また、特許文献２の鋼板は調質圧延後に時効処理することにより優れたバネ特性を得ているが、この技術では調質圧延での硬質化が大きく、また、時効硬化特性についても満足できるレベルにない。特許文献３の鋼板は、調質圧延による硬質化が激しいために加工性が悪く、打抜き加工や曲げ加工を施して製造される部品用には適さない。
【０００７】
加工硬化型のステンレス鋼は、溶体化処理にて３０μｍ程度の結晶粒径に調整されたオーステナイト相を、冷間圧延等の加工ひずみによって高強度化するものである。しかし、一部のオーステナイト相は特定方向に結晶回転して集合組織を形成し、安定方位に至った結晶粒はそれ以上の変形を付与しても結晶回転を起こしにくくなる。そのため、オーステナイト相の一部には加工ひずみの導入が少ない結晶粒が残留することになる。加工ひずみの導入が少ないオーステナイト結晶粒が多数混在する集合組織では、その後の時効処理で高い弾性限界応力を得ることが難しい。
【０００８】
従来の開示技術の合金成分設計と、高加工ひずみの導入および時効処理を利用した高強度化手法では、弾性限界応力をばね材として十分満足できるレベルに引き上げることは容易でない。単に弾性限界応力を上昇させるだけであれば、調質圧延率を増大させることである程度対応できる。しかし、調質圧延率の増大は硬質化を招き、加工性を阻害する。
【０００９】
本発明は、このような問題を解消するために案出されたものであり、過酷な加工を施しても非磁性を維持でき、かつ時効処理によって弾性限界応力を顕著に向上させることができるオーステナイト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。また、それを素材に用いて高強度、高弾性限、高靱性を有する非磁性鋼材を得る方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記目的は、質量％で、Ｃ：０.１２％以下、より好ましくは０.０２％〜０.０９％、Ｓｉ：０.３０％〜３.００％、Ｍｎ：２.０％〜９.０％、Ｎｉ：７.０％〜１５.０％、より好ましくは７.０％〜１４.０％、Ｃｒ：１１.０％〜２０.０％、より好ましくは１６.０％〜２０.０％、Ｎ：０.３０％以下、より好ましくは０.０２％〜０.３０％を含有し、さらに必要に応じてＭｏ：３.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｎｂ：１.０％以下、Ｔｉ：１.０％以下、Ｂ：０.０１０％以下の１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式または（３）式で定義されるＮｉ当量の値が１９.０以上となる成分組成を有し、オーステナイト平均結晶粒径をｄ（μｍ）とするとき、ｄ-1/2（μｍ-1/2）が０.４０以上であり、相当ひずみ０.５０以上の冷間加工を付与した後の透磁率μが１.０１００以下となる性質を有するオーステナイト系ステンレス鋼板によって達成される。
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋０.６Ｍｎ＋９.６９（Ｃ＋Ｎ）＋０.１８Ｃｒ−０.１１Ｓｉ2  ・・・（１）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋０.６Ｍｎ＋９.６９（Ｃ＋Ｎ）＋０.１８Ｃｒ−０.１１Ｓｉ2＋０.６Ｍｏ＋２.３（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）  ・・・（３）
ここで、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂの１種以上を含有する場合は（３）式、それ以外は（１）式を適用する。これらの式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量の値が代入される。
オーステナイト平均結晶粒径ｄは、板厚方向に垂直な断面（すなわち板面を研磨した面、以下「ＮＤ面」という）に観察される個々のオーステナイト結晶粒の円相当径を平均したものである。
上記の本発明に係る鋼板は、加工を付与する前の鋼板、すなわち加工用鋼板を特定したものである。ここでいう加工は、冷間圧延、伸線加工、曲げ加工などの冷間加工である。その加工後には時効処理が施され、高弾性鋼材となる。時効処理は連続ラインのみならず、各種部品に加工した後、バッチ処理で行うことができる。
【００１１】
相当ひずみ（equivalent strain）は、多軸応力状態で与えられたひずみが、単軸応力状態でどのくらいのひずみ量に相当するかを示すものである。主ひずみをε1、ε2、ε3とするとき、相当ひずみεｅは一般に下記（５）式で表される。
εｅ＝［（２／３）×（ε12＋ε22＋ε32）］1/2  ・・・（５）
圧延加工の場合の相当ひずみは、下記（６）式によって表すことができる。
εｅ＝（２／３1/2）×ln（ｈ0／ｈ1）  ・・・（６）
ここで、ｈ0は圧延前の板厚（ｍｍ）、ｈ1は圧延後の板厚（ｍｍ）である。
【００１２】
また本発明では、高弾性限非磁性ステンレス鋼材の製造方法の一態様として、上記のステンレス鋼板に圧延率４０％以上（例えば４０〜８０％）の冷間圧延を施したのち、時効温度３００℃〜６００℃、かつ下記（４）式を満足する条件で時効処理を施す製造方法を開示する。
１３０００＜Ｔ（logｔ＋２０）＜１６５００  ・・・（４）
ただし、Ｔは絶対温度で表した時効温度（Ｋ）、ｔは時効時間（ｈ）である。
【００１３】
時効処理前の鋼板における圧延方向の弾性限界応力をσ0.01[0]（Ｎ／ｍｍ2）、時効処理後の鋼板における圧延方向の弾性限界応力をσ0.01[1]（Ｎ／ｍｍ2）とするとき、時効前後における弾性限界応力σ0.01の増加量Δσ0.01は下記（２）式で示される。
Δσ0.01＝σ0.01[1]−σ0.01[0]  ・・・（２）
上記本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板の場合、上記時効条件に従ったとき、Δσ0.01は１５０Ｎ／ｍｍ2以上となる。弾性限界応力σ0.01は、０.０１％の永久ひずみが生じるときの応力であり、引張試験により測定される応力−ひずみ曲線からオフセット法により求めることができる。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、各種機器・装置に使用される部品用として、過酷な加工を施しても非磁性を維持しうるオーステナイト系ステンレス鋼板が提供可能となった。この鋼板は高価なＭｏを必須含有する必要がなく、ＳＵＳ３１６よりもコストパフォーマンスに優れる。また、本発明の鋼板を素材に用いると、時効処理により容易に高弾性限を有する高強度鋼材とすることができ、その鋼材は靭性にも優れる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】平均結晶粒径の異なる焼鈍材をそれぞれ圧延率４０％で冷間圧延した冷延材について、電子線後方散乱回折法ＥＢＳＤによるＮＤ面のＩＰＦおよびＫＡＭマップを例示した図。
【図２】Ｎｉ等量と透磁率の関係を示すグラフ。
【図３】ｄ-1/2とΔσ0.01の関係を示すグラフ。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、オーステナイト平均結晶粒径をｄ（μｍ）とするとき、ｄ-1/2（すなわちｄの二乗平方根の逆数）の値を「結晶粒径ｄ-1/2」と呼ぶ。本発明者らは結晶粒径ｄ-1/2を０.４０以上に細粒化すると、オーステナイト結晶粒は加工変形によって特定方向に回転して集合組織を形成するが、導入されるひずみが均一かつ細分化することによって、弾性限界応力が向上することを見出した。
【００１７】
図１に、後述表１のＡ１鋼を用いて、結晶粒径ｄ-1/2＝０.２０（ｄ＝２５μｍ）の焼鈍材および結晶粒径ｄ-1/2＝０.６２（ｄ＝２.６μｍ）の焼鈍材をそれぞれ圧延率４０％、圧延温度７０℃の条件で冷間圧延した材料について、電子線後方散乱回折法ＥＢＳＤ（Electron Backscatter Diffraction）によるＮＤ面のＩＰＦおよびＫＡＭマップを例示する。ＫＡＭマップは結晶粒内の局所的な結晶方位変化を表しており、塑性変形量と比例関係があるとされている。つまり、ＫＡＭマップの色の濃淡がひずみ量の大小を表している。結晶粒径ｄ-1/2＝０.６２（ｄ＝２.６μｍ）のものは、結晶粒径ｄ-1/2＝０.２０（ｄ＝２５μｍ）のものと比べて結晶粒内に蓄積されたひずみ量が大きく、また色の濃淡差が小さいことから、ひずみのばらつきも少ないと言える。このような、ひずみが均一かつ細分化した集合組織を有する鋼板は、時効処理によって弾性限を顕著に増大させることができる。
【００１８】
本発明では、過酷な条件の加工を施してもマルテンサイトを誘起することなく、しかも使用環境下で非磁性を維持する要件を備えた鋼種を採用する。そのような要件を担保するための指標として、本出願人が先に提案した特許文献１のＮｉ当量が有効である。
すなわち、非磁性を利用して機能する各種機器・装置に使用される部品用途に適用するためには、１ｋＯｅ（７９.５８ｋＡ／ｍ）の磁場中での透磁率が１.０１００以下であることが望まれる。そのためには、下記（１）式または（３）式で定義されるＮｉ当量の値を１９.０以上にする必要がある。ここで、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂの１種以上を含有する鋼については場合は（３）式、それ以外は（１）式を適用する。これらの式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量の値が代入される。（３）式を適用する際、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂのうち、無添加の元素がある場合には、その元素記号の箇所には０が代入される。
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋０.６Ｍｎ＋９.６９（Ｃ＋Ｎ）＋０.１８Ｃｒ−０.１１Ｓｉ2  ・・・（１）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋０.６Ｍｎ＋９.６９（Ｃ＋Ｎ）＋０.１８Ｃｒ−０.１１Ｓｉ2＋０.６Ｍｏ＋２.３（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）  ・・・（３）
【００１９】
図２に、後述表１の各オーステナイト系ステンレス鋼を用いた８０％冷間圧延材について、１ｋＯｅ（７９.５８ｋＡ／ｍ）の磁場中での透磁率に及ぼすＮｉ当量の影響を示す。Ｎｉ当量の値が１９.０以上の場合に、透磁率μが１.０１００以下（μ−１が０.０１００以下）の非磁性が維持されることがわかる。
Ｎｉ当量値を上げるためにはＮｉ、Ｍｎの増量が有効であるが、これらの元素の含有量が多くなりすぎると鋼の加工硬化能が低下するので、Ｎｉ当量は１９.０〜２１.０の範囲とすることが望ましい。
【００２０】
上記規定の成分組成を有する鋼を、通常の熱間圧延工程および冷間圧延工程を経て冷延鋼板とし、これを焼鈍することによって本発明の鋼板を得ることができる。ただし、その焼鈍は、結晶粒径ｄ-1/2が０.４０以上となる条件で行うことが重要である。そのためには、焼鈍温度を７００℃以上１０００℃以下の範囲内に設定することが好ましく、７００℃以上８６０℃以下の範囲内に設定することがより好ましい。焼鈍前の冷間圧延率を考慮して、結晶粒径ｄ-1/2が０.４０以上となる焼鈍条件を採用する。その焼鈍条件は、製造ラインに応じて予め予備実験により求めておくことができる。結晶粒径ｄ-1/2を０.４５以上とすることがより好ましく、０.５０以上とすることが一層好ましい。ただし、オーステナイト結晶粒は再結晶粒で構成されている必要がある。
【００２１】
このようにしてオーステナイト結晶粒径ｄ-1/2を上記のように調整した本発明に従う鋼板は、打抜いた後に曲げ加工などの冷間加工を施して部品形状に成形し、その後、時効処理によって高弾性化することができる。その冷間加工において、相当ひずみが０.５以上であるような厳しい加工を施しても非磁性が維持される。一方、鋼板素材として高弾性限を有するオーステナイト系ステンレス鋼板製品を得る場合には、調質圧延によって板厚調整および高強度化を図った後、時効処理に供することができる。この場合、上記焼鈍は調質圧延前に行われる焼鈍であることから、本明細書では当該焼鈍を「調質圧延前焼鈍」ということがある。相当ひずみが０.５以上となる圧延率で調質圧延を行った場合でも非磁性が維持される。調質圧延率は４０％以上（（６）式による相当ひずみで０.５９以上）とすることが高強度化にはより有利である。なお、調質圧延率の上限は特に規定しないが、過度の加工硬化はその後の部品加工等を困難にさせる場合もあるため、通常、圧延率８０％以下（（６）式による相当ひずみで１.８６以下）の範囲で調質圧延を行うことが好ましい。相当ひずみが１.５以下の範囲となるように冷間加工量を管理してもよい。
【００２２】
上述のように結晶粒径を微細化したオーステナイト系ステンレス鋼板は、調質圧延を施したときに加工ひずみの分布が均一化した集合組織が得られる。そのため、その後に時効処理を施したときに、弾性限の指標であるσ0.01を顕著に増大させることができる。時効処理条件は、時効温度３００℃〜６００℃、かつ下記（４）式を満足する条件を採用することが好ましい。
１３０００＜Ｔ（logｔ＋２０）＜１６５００  ・・・（４）
ただし、Ｔは絶対温度で表した時効温度（Ｋ）、ｔは時効時間（ｈ）である。
本発明に従う鋼板の場合、この条件で時効処理を施すことによって、下記（２）式で表される時効処理前後のσ0.01の増加量Δσ0.01を１５０Ｎ／ｍｍ2以上とすることができる。
Δσ0.01＝σ0.01[1]−σ0.01[0]  ・・・（２）
ここで、σ0.01[0]は時効処理前の鋼板における圧延方向の弾性限界応力σ0.01（Ｎ／ｍｍ2）、σ0.01[1]は時効処理後の鋼板における圧延方向の弾性限界応力σ0.01（Ｎ／ｍｍ2）である。
【００２３】
以下、合金成分の含有量範囲について説明する。合金成分含有量に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０.１２％以下
Ｃは、強力なオーステナイト相安定化元素であるとともに加工による強度の向上に有効な元素である。０.０２％以上のＣ含有量を確保することがより効果的である。Ｃ含有量が多くなると耐食性低下等を招く要因となるので、Ｃ含有量は０.１２％以下に制限され、０.０９％以下とすることがより好ましい。
【００２４】
Ｓｉ: ０.３０％〜３.００％
Ｓｉは、高強度化に有効な元素であり、０.３０％以上のＳｉ含有量を確保する。しかし、Ｓｉ含有量が高くなると、冷間加工後の透磁率が急激に上昇し非磁性が保てなくなる。種々検討の結果、Ｓｉ含有量は３.００％以下に制限される。
【００２５】
Ｍｎ：２.０％〜９.０％
Ｍｎは、Ｎｉと同様にオーステナイト安定化元素であり、冷間加工による透磁率の上昇を抑制する。またＭｎはＮの固溶度を高める元素である。これらの性能を発揮させるために２.０％以上のＭｎ含有量を確保する。多量のＭｎ含有は低温靭性を劣化させる要因となるのでＭｎ含有量は９.０％以下の範囲とする。
【００２６】
Ｃｒ：１１.０％〜２０.０％
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本成分であり、耐食性を得るために１１.０％以上の含有が必要である。１６.０％以上とすることが耐食性向上にはより効果的である。Ｃｒ含有量が多くなるとδフェライトの生成量が増大し、非磁性を維持するうえで障害となる。Ｃｒ含有量は２０.０％以下に制限される。
【００２７】
Ｎｉ：７.０％〜１５.０％
Ｎｉは、オーステナイト相の安定化に必須の元素である。冷間加工後の非磁性を確保するには７.０％以上のＮｉ含有が必要である。多量のＮｉ含有は冷間加工による強度上昇効果を低下させる要因となるので、Ｎｉ含有量は１５.０％以下に制限され、１４.０％以下とすることがより好ましい。
【００２８】
Ｎ：０.３０％以下
Ｎは、高強度化およびオーステナイト相安定化に有効な元素である。０.０２％以上のＮ含有量を確保することがより効果的である。ただし、Ｎ含有量が多くなると健全な鋳片が得られない場合がある。本発明ではＮ含有量を０.３０％以下に制限する。
【００２９】
Ｍｏ：３.０％以下
Ｍｏは、耐食性の向上や加工硬化能の増大といった有用な作用があるので、必要に応じて添加することができる。Ｍｏを添加する場合、０.２％以上の含有量とすることがより効果的である。ただし、多量に添加するとδフェライト生成量が増加し非磁性を維持する上で不利となる。Ｍｏを添加する場合、３.０％以下の含有量範囲とする。２.５％以下とすることがより好ましい。
【００３０】
Ｖ：１.０％以下、Ｎｂ：１.０％以下、Ｔｉ：１.０％以下
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉは、ともに加工硬化能を高める作用を有するので、必要に応じてこれらの１種以上を添加することができる。これらを添加する場合、Ｖは０.１％以上、Ｎｂは０.１％以上、Ｔｉは０.１％以上の含有量とすることがより効果的である。ただし、これらの元素の多量添加は、熱間加工性を劣化させるとともにδフェライト生成を招く。これらの元素の１種以上を添加する場合は、いずれも１.０％以下の範囲で行う必要がある。
【００３１】
Ｂ：０.０１０％以下
Ｂは、熱間加工性を改善する効果があるので、０.０１０％以下の範囲で必要に応じて添加することができる。Ｂを添加する場合は０.００１％以上の含有量とすることがより効果的である。
【００３２】
その他、脱酸剤、脱硫剤として使用されるＣａ、ＲＥＭ（希土類元素）は合計０.０１％までの混入が許容される。また脱酸剤として使用されるＡｌは０.１０％までの混入が許容される。
【実施例】
【００３３】
表１に示す化学組成の鋼を真空溶解炉で溶製し、熱間圧延を施した後、溶体化処理、冷間圧延を行い、中間焼鈍および冷間圧延を１回または複数回行い、仕上焼鈍（調質圧延前焼鈍に相当）を行い、その後、調質圧延を施して板厚０.２ｍｍとし、さらに時効処理を施した。時効処理条件は５００℃×１ｈとした。この場合、前記（４）式中のＴ（logｔ＋２０）の値は１５４６０となる。仕上焼鈍温度、調質圧延率は表２中に示してある。なお、前記（６）式に従う相当ひずみは、圧延率４０％の場合０.５９、圧延率６０％の場合１.０６、圧延率７０％の場合１.３９となる。
【００３４】
仕上焼鈍材について、ＮＤ面の組織観察を行い、画像処理によりオーステナイト結晶粒の平均結晶粒径ｄを円相当径として求めた。平均結晶粒径ｄおよび結晶粒径ｄ-1/2を表２に示す。
調質圧延材について、板面のビッカース硬さを測定した。また、圧延方向に平行なＪＩＳ１３Ｂ号試験片を用いて、ひずみ速度１.６７×１０-3（ｓ-1）での引張試験を行い、弾性限界応力σ0.01、０.２％耐力σ0.2、引張強さσBを測定した。また調質圧延材について振動試料型磁力計（理研電子株式会社製）を用いて１ｋＯｅ（７９.５８ｋＡ／ｍ）の磁場中での透磁率を測定した。これらの測定結果を表２に示す。
時効処理材について、上記調質圧延材と同様の手法で硬さ、σ0.01、σ0.2、σBを測定した。また、引張試験後の試験片から破断部の断面収縮率（絞り）を求めた。時効処理によるσ0.01の増加量Δσ0.01を前記（２）式により求め、これにより弾性限の増大効果を評価した。これらの値を表２に示す。
【００３５】
【表１】
0006005218.tif 000002
【００３６】
【表２】
0006005218.tif 000003
【００３７】
図３に、結晶粒径ｄ-1/2と時効処理前後での弾性限界応力の増加量Δσ0.01の関係を示す。調質圧延前焼鈍でｄ-1/2が０.４０以上となるようにオーステナイト結晶粒を細粒化した本発明例のものは、調質圧延後の時効処理において、弾性限界応力が顕著に増大することがわかる。また、表２に示されるように、本発明によれば、引張試験後の破断部の断面収縮率（絞り）が３０％以上となり、時効処理後の靭性にも優れる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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