(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．８〜１．２％（質量％の意味。以下、化学成分について同じ。）、
Ｓｉ：０．２５〜２．０％、
Ｍｎ：５．０〜１２％、
Ｎ  ：０．０１〜０．１０％、
Ｐ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、
ミクロ組織の９９面積％以上がオーステナイト組織であり、オーステナイト結晶粒度が５．０以上であり、
下記式（１）で表されるＰ値が２１５以上であり、
比透磁率が１．１０以下であることを特徴とする高耐力非磁性鋼。
Ｐ値＝１５８［Ｃ］＋６４［Ｓｉ］＋０．４５［Ｍｎ］＋４６［Ｃｒ］＋５４８［Ｎ］
・・・（１）
（但し、上記式（１）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
【請求項２】
０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上であり、耐力比（０．２％耐力／引張強さ）が０．４０以上である請求項１に記載の高耐力非磁性鋼。
【請求項３】
さらに、Ｂ：０．００６％以下（０％を含まない）を含む請求項１または２に記載の高耐力非磁性鋼。
【請求項４】
下記式（２）で表されるＭｄ３０値が、下記式（３）の関係を満足する請求項１〜３のいずれかに記載の高耐力非磁性鋼。
Ｍｄ３０値＝５５１−４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）−１．４２(オーステナイト結晶粒度−４)  ・・・（２）
Ｍｄ３０値≦１８．４［Ｍｎ］−２０６ ・・・（３）
（但し、上記式（２）、（３）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、非磁性鋼に関するものであり、例えば、強磁界に晒されるリニアモーターカー、発電・送電設備などの構造部材、微弱磁界が問題となる医療設備の構造部材、または電磁制御部品の非磁性部を構成する材料等に好適な非磁性鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
磁界環境に晒される構造部材などにおいて、設備本体の性能への悪影響が許されないものには、通常、外部磁界によって磁化されない非磁性材料が用いられる。
【０００３】
代表的な非磁性材料としては、従来からＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６等のオーステナイト系ステンレスが知られている。しかし、オーステナイト系ステンレスはＮｉやＣｒといった希少金属を多く含有するため部材の製造コスト増加を招くという問題がある。さらに、加工歪みが付与されるとオーステナイト組織が誘起マルテンサイト組織に変態して強磁性を示すため、加工歪みの増加に伴って透磁率が増加し、非磁性材料としての特性が低下するという問題もあった。
【０００４】
一方、オーステナイト系ステンレス以外の非磁性材料として、従来からオーステナイト組織を安定化させるＣ、Ｍｎを増量した高Ｍｎ非磁性鋼が開発されてきたが、近年要求されている高強度化（特に高耐力）には十分に対応できておらず、未だ改善の余地があった。そこで、高Ｍｎ非磁性鋼の高耐力化技術として、例えば特許文献１には、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖなどの合金元素を添加したものが開示されている。しかし、上記合金元素によって生成する炭化物等は、磁束線および磁壁をトラップする効果を有することから、残留磁化が増加し、非磁性材料としての特性を低下させる可能性があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開昭６２−２０２０２３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上記した事情に鑑み、本発明者は、非磁性特性の良好な（すなわち透磁率が低い）高引張強度の高Ｍｎ非磁性材料を見出し、既に出願している（特願２００９−２７１８０６号。以下、「先願」と呼ぶ。）。先願は、各種成分組成を適切に制御し、かつＣｒ当量とＮｉ当量の関係を適切に調整することによって、ミクロ組織を安定したオーステナイト状態にするとともに、炭窒化物を微細に分散させ、高引張強度と低透磁率を両立した技術である。先願では、高引張強度と低透磁率の両立は可能となったが、耐力比（０．２％耐力／引張強さ）が十分でなく、必要な０．２％耐力を確保するために、引張強度を大幅に増加させる必要があり、部品加工性などの面では課題を残していた。そこで本発明では、高耐力と低透磁率を省合金で両立させ、加工性にも優れた非磁性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】
【０００７】
上記課題を達成した本発明は、Ｃ：０．８〜１．２％（質量％の意味。以下、化学成分について同じ。）、Ｓｉ：０．２５〜２．０％、Ｍｎ：５．０〜１２％、Ｎ：０．０１〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、ミクロ組織の９９面積％以上がオーステナイト組織であり、オーステナイト結晶粒度が５．０以上であり、下記式（１）で表されるＰ値が２１５以上であり、比透磁率が１．１０以下であることを特徴とする高耐力非磁性鋼である。
Ｐ値＝１５８［Ｃ］＋６４［Ｓｉ］＋０．４５［Ｍｎ］＋４６［Ｃｒ］＋５４８［Ｎ］  ・・・（１）
（但し、上記式（１）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
【０００８】
本発明の高耐力非磁性鋼は、さらに、（ａ）Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．００６％以下（０％を含まない）を含むことが好ましい。
【０００９】
本発明の高耐力非磁性鋼は、０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上であり、耐力比（０．２％耐力／引張強さ）が０．４０以上であることが好ましく、また下記式（２）で表されるＭｄ３０値が、下記式（３）の関係を満足することも好ましい。
Ｍｄ３０値＝５５１−４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）−１．４２(オーステナイト結晶粒度−４)  ・・・（２）
Ｍｄ３０値≦１８．４［Ｍｎ］−２０６  ・・・（３）
（但し、上記式（２）、（３）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
【発明の効果】
【００１０】
本発明では、各種成分組成を適切に制御した上で、特にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＮの含有量から定まるＰ値を所定以上にし、かつＭｎ量を所定以下にしている。したがって、本発明の非磁性鋼は、引張試験での０．２％耐力を所定以上（例えば３４５ＭＰａ以上）確保しつつ、耐力比（０．２％耐力／引張強さ）を所定以上（例えば０．４０以上）とすることができ、製品の引張強度と加工性を両立できる上、非磁性特性にも優れている。また、本発明の好ましい態様において、化学成分と結晶粒度から定まるＭｄ３０値をＭｎ量と相関のある閾値（Ｍｄ＿Ｌｉｍｉｔ値）以下にすることで、１８０°曲げ加工を行っても、加工誘起マルテンサイトが生成せず、優れた曲げ加工性を実現できる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】図１は、Ｍｎ量と耐力比の関係を表すグラフである。
【図２】図２は、Ｐ値と０．２％耐力の関係を表すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明者らは、高Ｍｎ非磁性鋼の引張強度、０．２％耐力、磁気特性および加工性について、鋼の組織や析出物の影響など、様々な角度から実験および検討を行った。その結果、非磁性鋼の加工性は、耐力比（０．２％耐力／引張強さ）と相関関係があり、その耐力比はＭｎ量に大きく影響を受けることが明らかとなった。また、構造部材や電磁部品に用いられる非磁性鋼には、通常、所定以上の耐力を有することが要求されており、本発明者は各種成分組成を適切に調整する他、特にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎの含有量から算出されるＰ値を調整することによって耐力を向上できることを見出した。さらに、化学成分と結晶粒度から定まるＭｄ３０値をＭｎ量と相関のある閾値（Ｍｄ＿Ｌｉｍｉｔ値）以下にすることが好ましく、このようにすることによって優れた曲げ加工性を実現できることも明らかになった。
【００１３】
後記する実施例で示すが、本発明の成分系に係る非磁性鋼の加工性は、耐力比（すなわち、０．２％耐力／引張強さ）と相関関係があり、耐力比が０．４０以上である場合に優れた加工性を確保できる。耐力比は、好ましくは０．４３以上であり、より好ましくは０．４７以上である。
【００１４】
次に、上記した耐力比とＭｎ量の関係について図１を用いて説明する。図１は、後記する実施例のデータに基づき、Ｍｎ量と耐力比の関係をグラフにしたものである。図１によれば、Ｍｎ量の増加に伴って、耐力比が減少する傾向にあることが分かる。そこで、上記した０．４０以上の耐力比を確保するため、Ｍｎ量を１２％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１１．５％以下であり、より好ましくは１１．０％以下である。
【００１５】
以下、本発明の非磁性鋼の化学成分について説明する。
【００１６】
Ｃ：０．８〜１．２％
Ｃは、非磁性層相であるオーステナイト相の安定化に有効な元素である。特に、引張強度の向上に寄与するＣｒの微細炭窒化物を得るために有効に働く元素である。そこでＣ量を０．８％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．８３％以上であり、より好ましくは０．８５％以上である。一方、Ｃ量が過剰になるとオーステナイト相の加工硬化性を増大させ、鍛造性や被削性が大幅に劣化するとともに、粗大な炭窒化物が生成するため、非磁性特性の低下と０．２％耐力の劣化を招く。そこでＣ量を１．２％以下と定めた。Ｃ量は好ましくは１．１％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
【００１７】
Ｓｉ：０．２５〜２．０％
Ｓｉは、溶製時に脱酸剤として作用し、またオーステナイトがマルテンサイトに変態する温度（Ｍｓ点）を下げる効果を有することから、Ｃｒを代替するオーステナイト相安定化元素として有効である。またオーステナイト相の固溶強化元素として、０．２％耐力の向上にも有効な元素である。このような効果を発揮するには、０．２２％以上のＳｉの添加が有効であり、本発明ではＳｉ量を０．２５％以上と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．２８％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると熱間加工性を損ない、鋼材の製造性が大幅に低下するとともに、脱炭層の生成を招き、比透磁率が増加する。また、過剰添加では、鋼材の積層欠陥エネルギーが減少し、延性低下に伴う０．２％耐力の低下や曲げ加工性の悪化を招くため、Ｓｉ量を２．０％以下と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
【００１８】
Ｍｎ：５．０〜１２％
Ｍｎはオーステナイト相形成元素として重要な元素である。そこでＭｎ量は５．０％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは６．０％以上であり、より好ましくは７．０％以上であり、さらに好ましくは９．０％以上である。しかし、上述した通りＭｎ量の増加に伴い、耐力比が低下し、加工性が劣化する。そこでＭｎ量は１２％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１１．５％以下であり、より好ましくは１１．０％以下である。
【００１９】
Ｎ：０．０１〜０．１０％
Ｎは、Ｃと同様にオーステナイト相を安定化し、非磁性特性（低透磁率）を実現するために有効な元素であり、固溶強化による０．２％耐力の向上にも有効な元素である。オーステナイト相の安定化に寄与するには、０．０１％以上の添加が必要であるため、Ｎ量の下限を０．０１％以上と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｎ量が過剰になると、鋼材中にブローホール等の欠陥が生成しやすくなり、鋼材の製造性が著しく悪化するとともに、熱間圧延後の製品において、機械特性や冷間加工性の低下をもたらす。そこで、Ｎ量を０．１０％以下と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。
【００２０】
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは、少量添加の範囲ではオーステナイト相を固溶強化して、０．２％耐力を向上させる効果を有するが、過剰添加すると熱間加工時に粒界に偏析し、熱間加工性および溶接性を損なう。Ｐは不純物元素であり、極力低減することが望ましいが、経済性を考慮してＰ量を０．０３％以下と定めた。Ｐ量は、好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下である。Ｐ量の下限は特に限定されないが、通常０．００３％程度である。
【００２１】
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｓは、被削性改善に有効な元素であり、また少量添加では０．２％耐力の向上効果を有するが、Ｐと同様に熱間加工性および溶接性を損なう元素である。Ｓを過剰添加した場合、Ｍｎと結合して鋼中にＭｎＳとして分散析出するため、Ｍｎによるオーステナイト相の安定化効果が減少するとともに、分散したＭｎＳが応力集中源となり、曲げ加工性の低下を招くこととなる。Ｓは極力低減することが望ましいが、経済性を考慮してＳ量を０．０３％以下と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。Ｓ量の下限は特に限定されないが、通常０．００３％程度である。
【００２２】
Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｃｕは、オーステナイト相の安定化と靭性の向上に有効な元素であるが、過剰になるとオーステナイト相の加工硬化が大きくなり、冷間鍛造性や被削性を損ない、経済性も損なう。また、０．３％を超えるＣｕの過剰添加は、高温加熱時にＣｕが結晶粒界に偏析し、溶融金属脆化によって熱間延性の低下を招き、鋼材製造性の著しい低下を招く。従って、本発明ではＣｕ量は０．１％以下とする。Ｃｕ量は、好ましくは０．０７％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。Ｃｕ量の下限は特に限定されないが、通常０．０１％程度である。
【００２３】
Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、オーステナイト相の安定化と靭性の向上に有効な元素であるが、過剰になるとオーステナイト相の加工硬化が大きくなり、冷間鍛造性や被削性を損ない、経済性も損なう。従って、Ｎｉ量は０．１％以下とする。Ｎｉ量は、好ましくは０．０７％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。Ｎｉ量の下限は特に限定されないが、通常０．０１％程度である。
【００２４】
本発明の非磁性鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が、各成分元素の作用効果や部品の特性を阻害しない範囲で鋼中に含まれることは当然に許容される。不可避不純物には、例えば０．０１％以下のＣｒ、０．００５％以下のＡｌなどが含まれる。また、本発明の非磁性鋼は、本発明の作用効果を阻害しない範囲で、以下の任意元素を含有していても良い。
【００２５】
Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）
Ｃｒは、オーステナイト相の安定化に加えて、磁束線や磁壁をトラップしない微細な炭窒化物を生成させるため、高強度化に有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃｒ量は０．０２％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２５％以上（特に０．４％以上）である。一方、Ｃｒ量が過剰になると、δフェライト相や粗大な炭化物が生成しやすくなり、非磁性特性と靭性を損なう。そこでＣｒ量は１．５％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．８％以下である。
【００２６】
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）
Ａｌは、脱酸剤として使用することができ、上記各元素の添加歩留まりを向上する上で有効な元素である。本効果を発揮するには、Ａｌ量は０．００４％以上とすることが好ましい。またＡｌは、鋼中に固溶状態で存在することで０．２％耐力の向上にも有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ａｌ量は、０．００６％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると鋼中のＮがＡｌＮとして析出し、Ｎによるオーステナイト相安定化効果が十分に発揮できず、非磁性特性の低下を招くことになる。そこでＡｌ量は０．１％以下とすることが好ましい。Ａｌ量は、より好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０３％以下である。
【００２７】
Ｂ：０．００６％以下（０％を含まない）
Ｂは、オーステナイト結晶粒界へのＰの偏析を抑制する効果があり、粒界強度の向上により、熱間延性が向上する。鋼材の製造性を改善させる上で有用な元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｂ量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１５％以上であり、さらに好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｂ量が過剰になると、Ｆｅ2Ｂが粒界に沿って析出し、粒界強度が低下して鋼材の製造性の悪化と非磁性特性の悪化を招く。そこで、Ｂ量は０．００６％以下とすることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００４％以下である。
【００２８】
本発明の非磁性鋼の化学成分は上記の通りであり、各元素の含有量を上記の範囲に調整した上で、さらに下記式（１）で表されるＰ値を２１５以上にすることが重要である。構造部材や電磁部品に用いられる非磁性鋼には、所定以上の耐力が要求（例えば０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上）されるため、所定以上の耐力を確保すべく、０．２％耐力に影響を与える元素（すなわち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎ）の含有量と０．２％耐力との関係に基づいてＰ値を定めている。Ｐ値≧２１５との関係式は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎの各含有量を説明変数とし、非磁性鋼の０．２％耐力を目的変数として重回帰分析を行い（図２）、０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上となるように定められた関係式である。Ｐ値は、好ましくは２２０以上であり、より好ましくは２２５以上である。Ｐ値の上限は特に限定されないが、通常、３５０程度であり、好ましくは３００である。また、本発明の非磁性鋼の０．２％耐力は、より好ましくは３５０ＭＰａ以上とすることができ、さらに好ましくは３６０ＭＰａ以上である。
Ｐ値＝１５８［Ｃ］＋６４［Ｓｉ］＋０．４５［Ｍｎ］＋４６［Ｃｒ］＋５４８［Ｎ］
・・・（１）
（但し、上記式（１）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
【００２９】
本発明の非磁性鋼は、化学成分を上記のように適切に制御しており、比透磁率は１．１０以下である。比透磁率は、好ましくは１．０７以下であり、より好ましくは１．０５以下である。
【００３０】
本発明の非磁性鋼のミクロ組織は、９９面積％以上がオーステナイト組織である。オーステナイト組織以外は、例えばマルテンサイト組織や炭化物等の析出物である。非磁性相であるオーステナイト組織を安定させ、炭化物等の析出物の生成を抑制することで、磁気的な干渉を抑え、非磁性材料としての特性を確保することができる。ミクロ組織は、オーステナイト組織１００％であることが好ましい。
【００３１】
また、オーステナイト結晶粒度は５．０以上である。このようにすることによって、０．２％耐力を向上させることができる。オーステナイト結晶粒度は６．０以上が好ましく、より好ましくは６．５以上である。オーステナイト結晶粒度の上限は特に限定されないが、通常１０程度である。
【００３２】
また、本発明者らは、高Ｍｎ非磁性鋼の曲げ加工性について、鋼の組織や加工誘起マルテンサイト変態の影響など、様々な角度から実験および検討を行った。その結果、高Ｍｎ非磁性鋼の曲げ加工性は、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制することで大幅に改善できることが明らかになった。特に、オーステナイト組織に３０％の引張ひずみを付与した際に、組織の５０％がマルテンサイトに変態する温度として定義される指標であり、化学成分と結晶粒度から算出されるＭｄ３０値について、オーステナイト系ステンレス等では、−２００℃程度以下を目標として設計されるのに対し、本願で規定する高Ｍｎ非磁性鋼では、Ｍｎ量に相関する閾値以下に調整することで、Ｍｄ３０値が−２００℃以上であっても加工誘起マルテンサイトを抑制でき、省合金成分で高耐力と優れた曲げ加工性を両立できることを見出した。
【００３３】
本発明の高Ｍｎ非磁性鋼において、Ｍｄ３０値は下記式（２）で表される。
Ｍｄ３０値＝５５１−４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）−９．２［Ｓｉ］−８．１［Ｍｎ］−１３．７［Ｃｒ］−２９（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）−１．４２(オーステナイト結晶粒度−４)  ・・・（２）
上記式（２）は、オーステナイト系ステンレスにおけるＭｄ３０値を元に、本発明の成分組成に合わせて調整を加えて算出された式である。本発明では、このＭｄ３０値を、Ｍｎ量に相関する閾値、すなわちＭｄ＿Ｌｉｍｉｔ＝１８．４［Ｍｎ］―２０６と下記式（３）の関係を満足するようにすることで、優れた曲げ加工性を実現できる。
Ｍｄ３０値≦１８．４［Ｍｎ］−２０６  ・・・（３）
（但し、上記式（２）、（３）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
【００３４】
上記式（３）の関係式は、Ｍｎ量を固定し、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｃｒ量等を変えてＭｄ３０値の異なる実験材を作製し、これらの曲げ試験結果から導出したものである。より詳細には、１８０°曲げが可能となるＭｄ３０値の最大値をＭｎ量ごとに求め、これを目的変数とし、Ｍｎ量を説明変数として重回帰分析を行うことによって、上記式（３）を導出した。
【００３５】
本発明の非磁性鋼の製造方法は、特に限定されないが、炭化物等の析出を抑制してオーステナイト組織を９９面積％以上とし、さらにオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するためには、上記のように化学成分を適切に調整した鋼を、溶製、鋳造、熱間圧延するという一連の製造工程において、特に熱間圧延条件（加熱温度、圧延後の冷却速度）を適切に制御することが好ましい。具体的には、熱間圧延前の加熱温度を一定以上として合金成分を母相に完全に固溶させる一方で、該加熱温度を高くしすぎないことによって結晶粒の粗大化を抑制できる。また、圧延後の所定温度範囲での冷却速度を所定以上にすることによって、炭化物等の析出を抑制することができる。
【００３６】
合金成分を母相に完全に固溶させるため、熱間圧延前の加熱はできるだけ高温であることが好ましい。熱間圧延前の加熱温度は１０００℃以上が好ましく、より好ましくは１０５０℃以上である。一方、加熱温度が１２００℃を超えると加熱コストが増加し経済性が低下する上、オーステナイト結晶粒が粗大化し、熱間脆性の兆候が現れる。そこで加熱温度の上限は１２００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１１８０℃以下である。
【００３７】
熱間圧延後の冷却速度は、８００〜６００℃における冷却速度を０．５℃／秒超〜４℃／秒以下とすることが好ましい。８００〜６００℃の温度範囲は、炭化物等の析出に影響を与える温度であり、該温度範囲での冷却速度が遅すぎると、炭化物等の析出量が増加すると考えられる。そこで該温度範囲での冷却速度は０．５℃／秒超とすることが好ましい。一方、冷却速度が速すぎると鋼材表面と中心部とで組織の均一性が損なわれる可能性が大きくなる。そこで、冷却速度は４℃／秒以下とすることが好ましく、２℃／秒以下とすることがより好ましい。
【００３８】
本発明の非磁性鋼は、０．２％耐力、加工性および比透磁率のいずれも良好であり、部材強度と非磁性特性の両立が必要な鉄筋材料や磁気回路の非磁性部品において、部品特性の向上と製造コストの低減が可能となり、軽量化効果等に伴うＣＯ2削減に大きく寄与することができる。
【実施例】
【００３９】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００４０】
表１に示す化学成分組成の鋼を、２０ｋｇ真空炉で溶製した。真空炉で製造した鋼塊をφ２１ｍｍに鍛伸加工し、その後、表２に記載の加熱温度で、圧延を模擬した熱処理を３０分間行った（圧延模擬材）。圧延模擬材を熱処理後に、８００〜６００℃での冷却速度が２℃／秒となるように冷却し、以下の方法で、ミクロ組織、機械特性および磁気特性を評価した。
【００４１】
【表１】
0005729827.tif 000002
【００４２】
（１）ミクロ組織の同定、およびオーステナイト分率・結晶粒度の測定
上記圧延模擬材を、軸心に垂直な断面で切断して支持基材内に埋め込み、表面を研磨し、５％のピクリン酸アルコール液に１５〜３０秒浸漬して腐食させた後、光学顕微鏡によって供試材の表層部、Ｄ／４位置（Ｄは直径）、Ｄ／２位置のミクロ組織を観察した（倍率は１００倍および４００倍）。ＪＩＳ  Ｇ０５５１に従って、４視野についてオーステナイト組織の面積率および結晶粒度番号を測定するとともに、あわせて混粒の有無も確認した。オーステナイト面積率および結晶粒度は、測定した４視野の平均値を求め、混粒の有無については４視野のいずれにも混粒が発生していない場合を混粒「無し」とし、１視野でも混粒の発生が確認された場合を混粒「有り」とした。
【００４３】
（２）引張強さおよび０．２％耐力の測定
上記圧延模擬材から、軸心が試験片の長手方向となるようにＪＩＳ４号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って、引張強さおよび０．２％耐力を測定した。測定した引張り強さと０．２％耐力から、耐力比（０．２％耐力／引張強さ）を求めた。
【００４４】
（３）磁気特性の測定
上記圧延模擬材から、５ｍｍ角の立方体を採取し、振動試料型磁化自動測定装置（理研電子株式会社製ＢＨＶ−３．５）を用いて比透磁率を測定した。
【００４５】
（４）曲げ加工性の測定
上記圧延模擬材を用いて、ＪＩＳ  Ｚ２２４８に従って、押し曲げ（３点曲げ）を行い、曲げ角度９０°および１８０°での破断の有無と、表面性状を確認し、曲げ加工性を評価した。曲げ加工性について、破断がなく表面性状に異常がなかった場合を「○」、破断はしなかったが表面にしわ等の欠陥が観察された場合を「△」、破断した場合を「×」と評価した。
【００４６】
結果を表２に示す。
【００４７】
【表２】
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【００４８】
実験Ｎｏ．１、３〜１１は、成分組成が全て本発明の要件を満たし、また本発明で推奨される製造条件によって製造しているため、０．２％耐力を確保するとともに、耐力比を０．４０以上とすることができ、０．２％耐力と加工性を両立できているとともに、比透磁率も良好であった。更に、実験Ｎｏ．８〜１１については、Ｍｄ３０値がＭｄ３０＿Ｌｉｍｉｔ値以下であるという要件を満たすため、１８０°曲げ加工性についても良好な結果を示した。
【００４９】
一方、実験Ｎｏ．２、１２〜２８は、成分組成または本発明で推奨する製造条件の少なくともいずれかの要件を満足しなかった例である。
【００５０】
Ｎｏ．１および２から、圧延条件の影響を知ることができる。Ｎｏ．２は、熱処理温度（圧延前の加熱温度に相当）が高かった例であり、オーステナイト結晶粒が粗大となり、０．２％耐力が低下した。
【００５１】
Ｎｏ．１２〜１４は、各元素の含有量は本発明の要件を満たしているものの、Ｐ値が小さかったため、０．２％耐力が低下する結果となった。また、Ｎｏ．１２と１３については、Ｍｄ３０値がＭｄ＿Ｌｉｍｉｔ値を超えたため、１８０°曲げ加工を行った際に加工誘起マルテンサイトが生成し、破断する結果となった。
【００５２】
Ｎｏ．１５は、Ｃの含有量が少なかった例であり、オーステナイト組織が不安定となって一部に強磁性であるマルテンサイト相が混在した組織となったため、０．２％耐力が低下するとともに、比透磁率も大幅に悪化した。
【００５３】
Ｎｏ．１６は、上記Ｎｏ．１５よりもＣ量が多いものの、本発明のＣ量の規定を満足しなかった例である。マルテンサイト相の混在が抑制されたことで、比透磁率は減少したが、Ｐ値が規定を満足しなかったことで、オーステナイト中の固溶Ｃや微細な炭窒化物が不足し、０．２％耐力が未達となった。また、Ｍｄ３０値が、本発明で規定する限界値を大幅に超過しているため、曲げ加工時のひずみで加工誘起マルテンサイトが生成して、９０°曲げ加工でも割れが発生し、曲げ加工性の大幅な低下を招いた。
【００５４】
Ｎｏ．１７は、Ｃ量が多かった例であり、Ｐ値は本発明の規定を満足したものの、一部に粒界炭化物が生成したため、粒界強度が低下して０．２％耐力が低下した。またＦｅ3Ｃなどの粒界炭化物は強磁性体（軟磁性体）であり、粒界炭化物層を介して磁束が鋼材中に鎖交することから、比透磁率も悪化した。
【００５５】
Ｎｏ．１８は、Ｓｉ量が少なかった例である。Ｓｉは、Ｃｒと類似の効果を有する元素であり、Ｓｉが不足したことでオーステナイト相が不安定となり、圧延模擬材の粒界に炭化物が生成し、比透磁率が悪化するとともに、粒界強度が低下したため、０．２％耐力が目標未達成となった。
【００５６】
Ｎｏ．１９は、Ｓｉ量が多かった例であり、表層部の一部に脱炭層が認められた。脱炭層では、Ｃ量の減少に伴いオーステナイト相が不安定となるため、マルテンサイト相に変態した部位が認められた。マルテンサイト相は強磁性のため、磁束線の流路となり、強磁性を有する脱炭層が生成し、比透磁率の増加を招いた。また、オーステナイトであった表層部位においても、表層部のＣ濃度低下が生じたため、曲げ加工時に加工誘起マルテンサイトが生成し、曲げ加工性が大きく低下する結果となった。
【００５７】
Ｎｏ．２０と２１から、Ｍｎ量の影響を知ることができる。Ｍｎはオーステナイト相に固溶し、引張強度と０．２％耐力を向上させるとともに、超交換相互作用によって鋼中の磁気モーメントを相殺して反強磁性（非磁性）を実現する上で必須の元素である。Ｍｎ量が少なかったＮｏ．２０ではＰ値が本発明の要件を満たさないため、上記固溶強化の効果を十分に得られず、０．２％耐力の低下を招いた。また磁気特性に関しても、Ｍｎ量が不足したことで、オーステナイト相での磁気モーメントの相殺が不十分となり、比透磁率が悪化した。一方、Ｍｎの機械特性への影響は、０．２％耐力よりも引張強度の方が大きい。そのため、Ｍｎ量が多かったＮｏ．２１では、０．２％耐力の絶対値は目標を満足したが、耐力比が低下する結果となった。
【００５８】
Ｎｏ．２２は、Ｃｕ量およびＮｉ量が多かった例である。ＣｕはＦｅとの金属間化合物を生成せず、またＦｅに比べて低融点で拡散速度も大きいため、高温ではオーステナイトの粒界に侵入し、熱間延性の低下をもたらす。連続鋳造時や分塊加工時に微小亀裂が発生するため、圧延後の製品においても０．２％耐力が不足した。
【００５９】
Ｎｏ．２３は、Ｃｒ量が多かった例である。Ｃｒの過剰添加により、オーステナイト相が安定領域から外れ、一部に強磁性のフェライト相が混在したため、比透磁率が大幅に悪化する結果となった。
【００６０】
Ｎｏ．２４は、Ａｌ量が多かった例である。オーステナイト中に固溶状態で存在するＡｌは０．２％耐力の向上に有効であり、磁気特性への影響も小さいが、過剰添加した場合は鋼中の固溶ＮをＡｌＮとして析出させるため、オーステナイト相の安定性を低下させる。そして、Ｍｎの場合と同様に、超交換相互作用による磁気モーメントの相殺が不十分となり、比透磁率が悪化した。
【００６１】
Ｎｏ．２５〜２７から、Ｎ量の影響を知ることができる。Ｎは、Ｃと同様、オーステナイト相の安定化に極めて重要な元素であり、またオーステナイト相を固溶強化することで、０．２％耐力の向上にも有用な元素である。しかし、Ｎ量の少なかったＮｏ．２５、２６では、Ｐ値が本発明の要件を満足していないため、０．２％耐力が不足する結果となった。一方、Ｎ量の多かったＮｏ．２７では、一部にブローホールが発生し、亀裂が伝播しやすい組織となったため、０．２％耐力が大幅に低下した。
【００６２】
Ｎｏ．２８は、Ｂ量が多かった例である。粒界の一部にＦｅ2Ｂなどの析出物が発生し、粒界強度を低下させたため、０．２％耐力が目標未達成となった。また、Ｆｅ2Ｂは、Ｆｅ3Ｃと同様に、強磁性体（軟磁性体）であるため、粒界の炭化物層を介して磁束が鋼材中を鎖交することとなり、比透磁率が悪化した。
【図１】
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【図２】
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