JP4309141B2

JP4309141B2 - 高強度低透磁率オーステナイト系ステンレス鋼板および製造方法並びにボルト締結用座金の製造方法

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Publication number: JP4309141B2
Application number: JP2003012074A
Authority: JP
Inventors: 益啓深谷; 唯志小森
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Filing date: 2003-01-21
Publication date: 2009-08-05
Anticipated expiration: 2023-01-21
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Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度で低透磁率のオーステナイト系ステンレス鋼およびそれを使用するボルト締結用座金に関するものである。さらに詳しくは、本発明は、リニアーモーターカー等に使用される電磁コイルの締結用座金に使用される工業的に製造可能な高強度低透磁率のオーステナイト系ステンレス鋼薄板およびそれから加工製造される座金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ボルトやねじの締結に使われる座金用材料には、高窒素の高強度オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３０４Ｎが用いられることが多い。リニアモーターカー用に使用される電磁コイルの締結用座金や皿バネにもＳＵＳ３０４Ｎの使用が検討されている。コイルは熱膨張したり、振動を受けるため適度な軸力で緩まない締結が必要であり、座金の果たす役割は極めて重要である。
【０００３】
さらに、電磁コイル用に使用される締結材は磁性を嫌うため、低透磁率であることが機能上必要不可欠である。
【０００４】
高強度でかつ非磁性のオーステナイト系ステンレス鋼に関する先行技術としては、特許文献１、特許文献２，特許文献３および特許文献４があるが、これらは高Ｍｎ鋼あるいはＳ添加快削鋼に関するものである。しかしながら、本発明が課題とする１８Ｃｒ−８Ｎｉ鋼ベースの窒素添加高強度ステンレス鋼の低透磁率化に関する先行技術の開示はない。
【０００５】
【特許文献１】
特開昭６２−２９４１３０号公報
【特許文献２】
特開昭６３−３８５５８号公報
【特許文献３】
特開平０３−１７２４５号公報
【特許文献４】
特開平０８−２６９６３９号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
１８Ｃｒ−８Ｎｉ鋼ベースの窒素添加ステンレス鋼は高強度を要求されることから、熱処理後に冷間圧延を行ったままで焼鈍を行わずに製品としており、一般的にハード材と呼ばれている。ＳＵＳ３０４のようなオーステナイト系ステンレス鋼では、冷間圧延率を上げると高強度化する一方、冷間圧延により加工誘起マルテンサイトが生成するために（マルテンサイトは磁性を有する結晶構造）、磁性を帯びるようになる。マルテンサイト量に対応して透磁率が大きくなるので、高強度化と低透磁率化は相反する関係にあり、両者を両立することが困難である。
【０００７】
そこで、本発明の目的は、このような問題を解決し、電磁コイル用締結用座金や皿バネなどに適した低透磁率と高強度を同時に満たした１８Ｃｒ−８Ｎｉ鋼ベースの高窒素オーステナイト系ステンレス鋼およびこれからなる座金を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、この目的のために、成分、冷間圧延条件を検討した結果完成したものであり、冷間圧延でのマルテンサイト生成量を少なくするためには、成分バランスをオーステナイト安定系にすることがこのような目的に合致することを見出したものである。その要旨とするところは以下のとうりである。
【０００９】
すなわち、本発明の目的は、下記（１）〜（５）に記載のステンレス鋼薄板、およびその製造方法、並びにこれを用いた用途であるところのボルト締結用座金により達成されるものである。
（１）質量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｃｒ：１７．０〜２２．０％、Ｎｉ：７．０〜９．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．１５％、Ｎ：０．１２〜０．３０％を含有し、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、式（１）のＭｄ３０Ｎが−８０℃以下、板厚が２〜６ｍｍ、透磁率が１．２以下、０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ²以上、引張強さが１１００Ｎ／ｍｍ²以上である高強度低透磁率オーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｍｄ３０Ｎ（℃）＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１８．５Ｍｏ−６８Ｎｂ・・・式（１）
式（１）で、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂは、各成分含有量（質量％）を表す。
（２）さらにＢを５〜４０ｐｐｍ含有する（１）に記載の高強度低透磁率オーステナイト系ステンレス鋼板。
（３）（１）又は（２）記載の成分組成を有する冷間圧延コイルを焼鈍および酸洗し、続いて圧延率が３０〜４０％の冷間圧延を行って板厚２〜６ｍｍの鋼板を製造する上記高強度低透磁率オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
（４）（１）又は（２）記載の成分組成を有する熱間圧延コイルを焼鈍および酸洗し、圧延率が２０％以下の第一冷間圧延し、続いてキズ取り研削し、続いてキズ取り研削後に第二冷間圧延を行い、第一冷間圧延と第二冷間圧延との合計の圧延率が３０〜４０％の冷間圧延を行って板厚２〜６ｍｍの鋼板を製造する上記高強度低透磁率オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
（５）上記高強度低透磁率オーステナイト系ステンレス鋼板を用いてボルト締結用座金を成形後４５０〜５５０℃の温度域で窒化処理焼鈍を施す高強度低透磁率オーステナイト系ステンレスボルト締結用座金の製法方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明が対象とするオーステナイト系ステンレス鋼板（ハード材）の成分範囲は、オーステナイト安定度によって規制されるものである。
【００１１】
条件式（１）は、オーステナイト安定度を示し、加工誘起マルテンサイト量に関係する。本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は式（１）に示すＭｄ３０Ｎが−８０℃以下の場合、冷間圧延後でも低透磁率を維持する。
Ｍｄ３０Ｎ（℃）＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１８．５Ｍｏ−６８Ｎｂ・・・式（１）
【００１２】
条件式（１）のＭｄ３０Ｎの値が−８０℃を越えると加工誘起マルテンサイト生成により透磁率が１．２を越え低透磁率を維持できないため、上限を−８０℃とした。
【００１３】
Ｍｄ３０Ｎに及ぼす成分の影響は式（１）の係数から判断され、侵入型元素のＣ，Ｎが極めて大きく、ついで置換型元素ではＮｂ＞Ｎｉ、Ｃｕ＞Ｍｏ＞Ｃｒ＞Ｓｉ＞Ｍｎの順である。添加量が多くなるほどＭｄ３０Ｎは低い値となる。
【００１４】
本発明が対象とするステンレス鋼の各成分範囲の限定理由は次の通りである。
【００１５】
Ｃ：Ｃはオーステナイト安定化元素であり、Ｍｄ３０Ｎを下げて冷間加工によるマルテンサイト変態を抑制する有効な元素である。また一方では冷間加工後の高強度化にも有効な元素でもあり強度確保に０．０２質量％以上必要であるが、多すぎるとＣｒ炭化物が析出し、耐食性を損なうため、上限を０．０８質量％とした。好ましい範囲は、０．０３〜０．０６質量％である。
【００１６】
Ｎ：Ｎも強力なオーステナイト安定化元素であり、Ｍｄ３０Ｎを下げて冷間加工によるマルテンサイト変態を有効に抑制する。同時に、侵入型の固溶強化およびＮｂ（Ｃ，Ｎ）析出による結晶粒の微細化、析出強化作用を有し、Ｃとともにマトリックスの主要強化元素であり、耐食性改善にも寄与する元素である。これらの効果を得るために０．１２質量％以上含有させる必要がある。しかしながら、０．３０質量％を越えて多量に含有しすぎると熱間加工性を損なうので、０．３０質量％以下とした。
【００１７】
Ｎｂ：Ｎｂは残存ＣをＮｂＣとして固定し、耐食性を改善し、またＮｂ（Ｃ，Ｎ）析出による結晶粒微細化および強度を改善する元素である。その効果を発揮するには０．０５質量％以上の添加が必要であるので、下限を０．０５質量％とした。一方、０．１５質量％を越えると動的再結晶が遅れ、熱間加工性が低下するので、上限を０．１５質量％とした。
【００１８】
Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼の基本成分の一つである。加工性、耐食性に有効な元素であり、７．０質量％以上添加する。しかしながら、９．０質量％を越えて添加してもこれらの効果は飽和に達するので、７．０〜９．０質量％の範囲とした。望ましくは７．５質量％以上８．５質量％以下である。
【００１９】
Ｃｒ：Ｃｒはステンレス鋼の基本成分であり、優れた耐食性を与える。また窒素の固溶度を著しく高めて窒素添加によるマトリックスの強化に役立つ。これらの効果は１７．０質量％以上で顕著になるので下限を１７．０質量％とした。一方、２２．０質量％を越えると加工性が劣化するので、上限を２２．０質量％とした。好ましい範囲は１８．０〜２０．０質量％である。
【００２０】
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸に０．２質量％以上必要である。しかし、１．０質量％を越えると加工性を損なうと同時に熱間圧延時のデスケーリングが困難になるため、上限を１．０質量％とした。好ましい範囲は、０．４〜０．９質量％である。
【００２１】
Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト安定化元素として有効であると同時に、Ｓを固定して熱間加工性を向上させるために添加される。しかしながら、含有量が０．２質量％に満たないとその効果に乏しく、一方２．５質量％を越えると熱間圧延時のデスケーリングが困難になるので、０．２〜２．５質量％の範囲とした。
【００２２】
Ｃｕ、Ｍｏ：これら元素は請求項に規制はないが、ステンレス鋼の製造において不可避的に０．５質量％以下混入するものである。置換型元素としては、Ｍｄ３０Ｎに及ぼす影響が大きい元素である。
【００２３】
Ｐ：Ｐは０．０４０質量％を越えて含有すると熱間加工性、耐食性が著しく劣化するので、０．０４０％質量以下とした。
【００２４】
Ｓ：Ｓは、０．０３０質量％を越えて含有すると熱間加工性、耐食性が著しく劣化するので、０．０３０質量％以下とした。
【００２５】
Ｂ：Ｂは、必要に応じて添加する。Ｎを多量に含有する場合の熱間加工性を向上させるための重要な元素であり、熱間加工温度条件に関わりなく効果を発揮する。Ｂは粒界偏析することでＳやＰなどの不純物元素の粒界偏析を抑制し粒界脆化を抑止するが、過剰に添加すると硼化物が生成し熱間加工性を劣化させる。その効果は５〜４０ｐｐｍで顕著であるので、本発明においては、その含有量を５〜４０ｐｐｍとした。
【００２６】
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼においては、板厚は２〜６ｍｍである。ボルト締結用座金の強度部材としては、２ｍｍ以下では強度不足であり、６ｍｍ以上では座金への加工が困難になる。従って、板厚を２〜６ｍｍとした。
【００２７】
ボルト締結用座金の強度部材としての必要特性として、透磁率が１．２以下が必要である。電磁コイルへの磁性の影響を検討した結果、ステンレス鋼板の透磁率１．２超では磁性の影響が顕在化し、着磁性を帯びるようになる。また強度特性としては、０．２％耐力が９００／ｍｍ²以上、引張強さが１１００Ｎ／ｍｍ²以上が必要である。これ以下では、使用中にバネ特性の低下を招き、ボルト締結材としての機能を消失する。
【００２８】
バネ特性で最も重要な特性としては疲労強度がある。疲労強度は引張強度との間にはほぼ正比例の関係がある。したがって、ボルト締結用座金の疲労強度を向上するためには、引張強度を向上することが有効な手段である。
【００２９】
本発明に於ける高強度非磁性オーステナイト系ステンレス鋼板のハード材の製造方法は、以下に述べる冷間圧延コイルの冷間圧延法で製造してもよいし、熱間圧延コイルの冷間圧延法で製造してもよい。
【００３０】
冷間圧延コイルの冷間圧延法の製造方法は以下のようである。まず、冷間圧延コイルを焼鈍および酸洗後、冷間圧延を実施して板厚２〜６ｍｍの鋼板（ハード材）を製造する。ここで後から行う冷間圧延は３０〜４０％の冷間圧延率で実施する。比較的薄手の材料に適用される。
【００３１】
熱間圧延コイルの冷間圧延法で製造する場合は以下のようである。熱間圧延コイルの焼鈍および酸洗後、第一冷間圧延を実施、続いてキズ取り研削の後さらに第二冷間圧延を実施して板厚２〜６ｍｍの鋼板（ハード材）を製造する。熱間圧延コイルの焼鈍および酸洗後の第一冷間圧延の圧延率は２０％以下で実施する。キズ取り研削のために熱間圧延コイルの形状を整え平滑化するためである。キズ取り研削の後の第二冷間圧延は２回の冷間圧延のトータル圧延率が３０〜４０％の冷間圧延率で実施する。本冷間圧延法は２回の冷間圧延の中間にキズ取り研削工程が入り、一旦冷間圧延を中断するプロセスである。特に板厚が２ｍｍ以上の厚手ハード材の場合、板厚を確保する必要上、冷間圧延コイルの焼鈍および酸洗後に３０〜４０％の冷間圧延率の冷間圧延を実施することができない場合があるので、熱間圧延コイルの焼鈍および酸洗の後に冷間圧延を実施してハード材を製造するものである。
【００３２】
冷間圧延コイルの冷間圧延法および熱間圧延コイルの冷間圧延法ともに、焼鈍後に行う１回又は２回の冷間圧延のトータル圧延率は３０〜４０％である。本発明のオーステナイト系ステンレス鋼はハード材のため、焼鈍後冷間圧延を実施し高強度化する。３０％未満では強度不足を生じ、４０％超では加工誘起マルテンサイト生成により磁性を帯び低透磁率を維持できなくなるため、下限を３０％、上限を４０％とした。
【００３３】
本発明の高強度低透磁率オーステナイト系ステンレス鋼板からなるボルト締結用座金は、ボルト締結用座金を成形後４５０〜５５０℃の温度域で窒化処理焼鈍を施す。この熱処理により、歪み時効現象を活用してステンレス鋼を高強度化する。４５０℃以下では歪み時効の効果がなく、５５０℃以上では、加工歪みが転位の再配列により消失していくので、高強度が維持できない。歪み時効現象を活用して高強度化すると、ボルト締結用座金の疲労強度が向上し、バネ特性が向上する。
【００３４】
【実施例】
以下、実施例で本発明を具体的に説明する。
【００３５】
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する合金３５ｋｇを真空溶解炉で溶製・鋳造し、熱間圧延により板厚６ｍｍの圧延板とし、再結晶を目的とした熱間圧延板焼鈍（１１００℃で３０秒）を実施し、ショットブラスト処理および酸洗により脱スケールし、冷間圧延を実施した。冷間圧延は、冷間圧延開始温度を１０℃以下の一定温度に保持した後に実施した。合計冷間圧延率は１０〜４５％の範囲で変化させ、１回の冷間圧延、又は２回の冷間圧延（第一冷間圧延と第二冷間圧延）を実施した。前者は冷間圧延コイルの冷間圧延法、後者は熱間圧延コイルの冷間圧延法のシミュレーションに相当するものである。
【００３６】
合計冷間圧延率３５％の結果を表２に示す。その一部の例では、１回のみの冷間圧延を圧延率３５％で行った（表２の冷間圧延−１）。他の例では、圧延率１０％および２０％の第一冷間圧延した（表２の冷間圧延−１）後、キズ取り研削を実施し、続いて再度１０℃以下の一定温度に保持し、圧延率１５、２５％の第二冷間圧延（表２の冷間圧延−２）を実施し、合計圧延率３５％とした。本発明例は、透磁率、０．２％耐力、引張強さだけでなく熱間加工性および耐食性ともに良好である。なお、合計冷間圧延率が１０〜４５％の結果のうち、合計冷間率３５％以外のデータは表２に示していない。合計冷間圧延率が３０〜４０％では、表２の結果と同様の結果である。
【００３７】
なお評価試験は下記の方法で実施した。
【００３８】
成分は熱間圧延板から試験片をサンプリングして成分分析を行った。
【００３９】
Ｍｄ３０Ｎは化学成分から式（１）によって計算して表示した。
【００４０】
板厚；目標製品板厚をｍｍで表示した。
【００４１】
透磁率は冷間圧延仕上げ材（ハード材）を用いて、米国セバン社低透磁率（ローミュー）計で実施した。表中の○×は透磁率が１．２以下を〇、１．２超を×で表示した。
【００４２】
０．２％耐力および引張強さは冷間圧延仕上げ材（ハード材）からＪＩＳＺ２２０１の１３Ｂ号試験片を作成し、ＪＩＳＺ２２４１の試験方法でインストロン型引張試験機を用いて試験した。Ｌ方向（圧延方向に平行）のデータを測定した。表中の〇×は０．２％耐力、引張強さそれぞれ９００、１１００Ｎ／ｍｍ²以上を〇、９００、１１００Ｎ／ｍｍ²未満を×で示した。
【００４３】
熱間加工性は鋳造したインゴット表層下５ｍｍ研削の後試験片平行部９０ｍｍ、８ｍｍΦの試験片を作成し、引張試験を実施して、絞り値で評価した。引張試験は１２５０℃で３０秒保定の後、２０℃／秒で冷却し、１０００℃で３０秒保定の後、２ｃｍ／秒の歪み速度で実施した。評価は破断後の絞り値を測定し６０％以上を〇６０％未満を×で表中に示した。
【００４４】
耐食性の評価は冷間圧延仕上げ材（ハード材）を鋭敏化熱処理（１１００℃×１０ｍｉｎ水冷→６５０℃×２ｈｒ．空冷）を施した後、顕微鏡観察用に加工後バフ研磨したサンプルに１０％蓚酸溶液にてエッチングを施し、鋭敏化（粒界腐食）の発生有無を顕微鏡で判定した。粒界腐食なしの場合を○、発生した場合を×で示した。
【００４５】
【表１】

【００４６】
【表２】

【００４７】
図１は透磁率に及ぼすＭｄ３０Ｎと冷間圧延率の関係である。本発明範囲のＭｄ３０Ｎが−８０℃以下では、冷間圧延率４０％以下で透磁率は１．２以下であり低透磁率であるが、４５％で透磁率１．２を越えるようになる。本発明範囲外のＭｄ３０Ｎが−８０℃超では、冷間圧延率３０％未満の範囲でも透磁率が１．２以上になる。
【００４８】
図２に透磁率とマルテンサイト量との関係を示す。マルテンサイト量の増加に伴い透磁率が上昇している。マルテンサイト量の測定はフェライトメーターで実施した。
【００４９】
図３に合計冷間圧延率３０％材の引張試験の結果を示す。窒素量増に伴い０．２％耐力、引張強さともに増加している。比較例のサンプル８、９および１０は０．２％耐力と引張強さの少なくとも一つが本発明範囲を外れている。
【００５０】
図４に冷間圧延率と透磁率、０．２％耐力および引張強さの関係を示す。図４に示す例は、表１のサンプル番号１の試料を用いた結果であり、Ｍｎ３０Ｎは−８１．６℃である。冷間圧延率２５％以下では、０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ²以下、引張強さが１１００Ｎ／ｍｍ²以下となり、冷間圧延率４５％以上では透磁率が１．２以上となる。したがって、冷間圧延率が３０〜４０％の場合に、透磁率１．２以下と０．２％耐力９００Ｎ／ｍｍ²以上、引張強さ１１００Ｎ／ｍｍ²以上を同時に満たす。
【００５１】
図５に透磁率に及ぼすＭｄ３０Ｎと冷間圧延率（合計冷延圧下率３５％）の関係を示す。本発明範囲のＭｄ３０Ｎが−８０℃以下では、１．２以下の低透磁率が達成されるが、本発明範囲外のＭｄ３０Ｎが−８０℃超では透磁率が非常に高くなる。本発明例は、透磁率、０．２％耐力、引張強さだけでなく熱間加工性および耐食性ともに良好である。
【００５２】
図６に本発明例及び比較例を透磁率と強度（０．２％耐力、引張強さ）のマップ上に示す。実施例１と２の結果を合わせて示す。Ｍｄ３０Ｎ≦−８０℃かつ冷間圧延率３０〜４０％の本発明例（図中●）は、透磁率≦１．５、０．２％耐力≦９００Ｎ／ｍｍ²、引張強さ≦１０３０Ｎ／ｍｍ²を実現している。一方、Ｍｄ３０Ｎ≦−８０℃と冷間圧延率３０〜４０％の条件から外れる比較例（図中○）は、透磁率≦１．５、０．２％耐力≦９００Ｎ／ｍｍ²、引張強さ≦１０３０Ｎ／ｍｍ²を達成することができなかった。
【００５３】
（実施例２）
表３に示す化学組成を有する鋼を実機溶製し、熱間圧延により板厚６．２ｍｍの圧延板としたのち、熱間圧延コイルの焼鈍および酸洗後、冷間圧延、キズ取り研削、冷間圧延、冷間圧延コイルの焼鈍および酸洗し、３．８ｍｍの冷間圧延鋼板とし、さらに冷間圧延の製造工程を経て板厚２．１〜２．９ｍｍのハード材を製造した。
【００５４】
評価結果を表４に示す。本発明例では、１．２以下の低透磁率が達成され、他の特性も良好であるが、比較例では透磁率１．２以下と０．２％耐力９００Ｎ／ｍｍ²以上、引張強さ１１００Ｎ／ｍｍ²以上のいずれか一つが達成されない。
【００５５】
【表３】

【００５６】
【表４】

【００５７】
（実施例３）
表３に示す化学組成を有する鋼を実機溶製し、熱間圧延により板厚６．２ｍｍの圧延板としたのち、熱間圧延コイルの焼鈍および酸洗後、圧下率１０％あるいは２０％の第一冷間圧延、キズ取り研削、第二冷間圧延の製造工程を経て３．４〜４．７ｍｍの厚手ハード材を製造した。
【００５８】
評価結果を表５に示す。本発明例では、１．２以下の低透磁率が達成され、他の特性も良好であるが、比較例では透磁率１．２以下と０．２％耐力９００Ｎ／ｍｍ²以上、引張強さ１１００Ｎ／ｍｍ²以上のいずれか一つが達成されない。
【００５９】
【表５】

【００６０】
（実施例４）
実施例２および３のハード材を外形４５ｍｍφ×内径２０ｍｍφに打ち抜き加工してボルト締結用座金を成型後、バレル研磨の後、表６および７に示す窒化処理焼鈍を実施して座金を製造した。表６および７に評価結果を示す。本発明例の窒化処理焼鈍の座金の透磁率は１．２以下であり、ボルト座金特性も良好であった。ボルト座金特性は１０⁷回の疲労強度で評価した。５５０Ｎ／ｍｍ²以上を○、５５０Ｎ／ｍｍ²未満を×で示した。
【００６１】
【表６】

【００６２】
【表７】

【００６３】
【発明の効果】
本発明の高窒素オーステナイト系ステンレス鋼は、板厚の大小にかかわらず低透磁率と高強度を同時に実現するものであり、電磁コイル等の磁性を嫌うボルトの座金、皿ばね等に使用可能な極めて優れたステンレス鋼であり、その工業的価値は著しく大なるものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷間圧延実験（合計冷間圧延率１０〜４５％）におけるＭｄ３０Ｎと透磁率との関係を示す図。
【図２】透磁率とマルテンサイト量との関係を示す図。
【図３】Ｎ量と冷間圧延率３０％鋼板の０．２％耐力と引張強さの関係を示す図。
【図４】冷間圧延率と透磁率、０．２％耐力および引張強さの関係を示す図。
【図５】冷間圧延実験（合計冷間圧延率３５％）における透磁率とＭｄ３０Ｎの関係を示す図。
【図６】０．２％耐力および引張強さと透磁率の関係を示す図。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．２〜１．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．５％、
Ｃｒ：１７．０〜２２．０％、
Ｎｉ：７．０〜９．０％、
Ｎｂ：０．０５〜０．１５％、
Ｎ：０．１２〜０．３０％を含有し、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、式（１）のＭｄ３０Ｎが−８０℃以下、板厚が２〜６ｍｍ、透磁率が１．２以下、０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ²以上、引張強さが１１００Ｎ／ｍｍ²以上であることを特徴とする高強度低透磁率オーステナイト系ステンレス鋼板。
Ｍｄ３０Ｎ（℃）＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１８．５Ｍｏ−６８Ｎｂ・・・式（１）
Ｂを５〜４０ｐｐｍ含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度低透磁率オーステナイト系ステンレス鋼板。
請求項１又は２に記載の成分組成を有する冷間圧延コイルを焼鈍および酸洗し、続いて圧延率が３０〜４０％の冷間圧延を行って板厚２〜６ｍｍのハード材を製造することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度低透磁率オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
請求項１又は２に記載の成分組成を有する熱間圧延コイルを焼鈍および酸洗し、圧延率が２０％以下の第一冷間圧延し、続いてキズ取り研削し、続いてキズ取り研削後に第二冷間圧延を行い、第一冷間圧延と第二冷間圧延との合計の圧延率が３０〜４０％の冷間圧延を行って板厚２〜６ｍｍの鋼板を製造することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度低透磁率オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
請求項１又は２に記載の高強度低透磁率オーステナイト系ステンレス鋼板を用いてボルト締結用座金を成形後４５０〜５５０℃の温度域で窒化処理焼鈍を施すことを特徴とする高強度低透磁率オーステナイト系ステンレスボルト締結用座金の製法方法。