JP4841308B2 - 高強度非磁性ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は磁気特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として、過酷な加工を施しても非磁性を維持しうる高強度の非磁性ステンレス鋼板に関する。

ＳＵＳ３０４で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と焼鈍状態で非磁性のオーステナイト組織を有していることから、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加工硬化させる必要がある。ところがＳＵＳ３０４はオーステナイト相が準安定であるため、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。また高強度用非磁性鋼としては、Ｎ含有量の高い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度は不充分である。

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が使用される。しかしながら、この鋼は高価なＭｏを多量に含有している。そして、Ｍｏは耐食性に対しては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合は低く、高価な割に非磁性鋼としては不適当な材料である。
近年、エレクトロニクス分野の急速な発展により、各種機器・装置に使用される部品として非磁性と高強度を呈する材料に対するニーズも高まっている。

上記のような部品として使用する場合、調質圧延材を曲げ加工したり打抜き加工したりして部品形状に成形した後、時効処理が施されている。このため、特に大量生産しようとすると、調質圧延材ではより軟質で曲げ加工や打抜き加工の金型負担が小さく、時効処理後にはより硬質化，高強度化できる材料が望まれている。すなわち、調質圧延での加工硬化は小さく、時効処理により時効後の高度が高い、いわゆる時効硬化特性ΔＨＶが高い材料が求められている。
そして、加工硬化のみを利用した非磁性鋼強度材として、本出願人は、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を提案した（特許文献１）。また、バネ特性に優れた非磁性ステンレス鋼を提案した（特許文献２）。さらに、別の出願人から、析出硬化型の高強度非磁性ステンレス鋼が提案されている（特許文献３）。
特開昭６１−２６１４６３号公報 特公平６−４９０５号公報 特開平５−９８３９１号公報

しかしながら、特許文献１で提案した鋼に通常の調質圧延及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で提案した鋼では、調質圧延後に時効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後の硬質化が激しく、しかも満足する時効硬化特性は得られない。さらに、特許文献３で提案された鋼は、調質圧延による硬質化が激しいために加工性が低下する。このため、曲げ加工や打抜き加工が施されて製造される部品用には適さない。

このように、調質圧延した段階では軟質で加工しやすく、時効処理後にはより硬質化，高強度化できる非磁性のステンレス鋼は未だ提供されていない。
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、時効硬化特性に優れ、過酷な加工を施しても非磁性を維持できる高強度のオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の時効硬化特性に優れた高強度非磁性ステンレス鋼板は、その目的を達成するため、含有成分を質量％で表示するとき、下記の式（１）で定義されるＮｉ当量の値が１９.０以上であり、含有Ｃ，Ｎ，Ｓｉ及びＶの間で、Ｃ＋Ｎ＞０.２０，Ｓｉ＋４Ｖ＞３の関係を満たす成分組成を有し、調質圧延とその後に下記式（３）で示す温度Ｔ（絶対温度Ｋ）×時間ｔ（ｈ）の時効処理が施され、圧延方向を法線とする断面において、板厚方向に平行な方向の平均結晶粒径が２０μｍ以下になった組織を有することを特徴とする。
Ni当量＝Ni＋0.6Ｍｎ＋9.69(C＋N)＋0.18Cr−0.11Si²＋2.3(V＋Nb＋Ti) ・・・（１）
14500＜Ｔ（logｔ＋20）＜15500 ・・・（３）

具体的な成分組成としては、質量％で、Ｃ：０.０５０超％〜０.０９０未満％，Ｓｉ：１.０超％〜３.０未満％，Ｍｎ：２.０超％〜５.０未満％，Ｎｉ：９.０超％〜１８.０未満％，Ｃｒ：１６.０超％〜２０.０未満％，Ｎ：０.１０超％〜０.２０未満％，Ｖ：０.３超％〜０.７未満％、さらに必要に応じて、０.０００１〜０.００５０％のＣａと０.００１０〜０.０１００％のＢ及び０.５０％以下のＣｕから選ばれる少なくとも１種の元素と、合計量で０.５０％以下のＴｉ及び／又はＮｂを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものが好ましい。

本発明の時効硬化特性に優れた高強度非磁性ステンレス鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有するステンレス鋼の熱延焼鈍板を、圧延率６０％以上で冷間圧延した後、１０８０℃未満の焼鈍温度で連続焼鈍し、さらに圧延率３０％以上で調質圧延した後に下記式（３）で示す温度Ｔ（絶対温度Ｋ）×時間ｔ（ｈ）の時効処理を施すことを特徴とする。
14500＜Ｔ（logｔ＋20）＜15500 ・・・（３）

本発明により、時効硬化特性に優れるとともに、過酷な加工を施しても非磁性の維持が可能なオーステナイト系ステンレス鋼板が提供される。
したがって、非磁性と高強度を必要とする各種機器・装置用の部品を安価に提供することが可能となる。

本発明者等は、オーステナイト系組成のステンレス鋼において、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担保する要件について探索した。さらに、オーステナイト系組成のステンレス鋼において、時効硬化特性に及ぼす合金元素，冷間圧延条件及び時効熱処理条件等の影響を調査し、優れた時効硬化特性を発現する要件について探索した。
その結果を以下に紹介する。

まず、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担保する要件については、本出願人が先に提案した特許文献１のＮｉ当量を援用する。
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の本発明ステンレス鋼が用いられるためには、１ｋＯｅの磁場中での透磁率１.００５以下が必要であることから、下記（１）で定義されるＮｉ当量の値を１９.０以上にする必要がある。Ｎｉ当量が１９.０に満たないと、時効処理後に１ｋＯｅの磁場中での透磁率が１.００５を超えてしまう。
Ni当量＝Ni＋0.6Ｍｎ＋9.69(C＋N)＋0.18Cr−0.11Si²＋2.3(V＋Nb＋Ti) ・・・（１）

本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、後述するように、時効硬化特性の向上を主たる目的としている。そのために、既に上記したように、析出硬化能を有するＶや、必要に応じてＮｂ，Ｔｉも含ませるとともに、成分調整を行っている。各成分の作用や含有量について説明する。以下、「％」表示は質量％とする。
Ｃ：０.０５０超％〜０.０９０未満％
ＣはＮと同様に強力なオーステナイト相安定化元素であり、時効による析出物としてＶの炭化物や窒化物を形成させる上で重要な元素となる。所望の時効硬化特性を得るためには、少なくとも０.０５０％を超えるＣを必要とする。しかし、Ｃは耐食性及び溶接性を低下させるので、その上限は０.０９０％未満とする。より好ましくは、０.０５５〜０.０６５％である。

Ｓｉ：１.０超％〜３.０未満％
Ｓｉは本発明鋼の主要な特徴である高強度を達成する有用な元素である。Ｓｉ含有量の増加とともに時効硬化特性が向上する。この効果を発揮するには少なくとも１.０％を超える量必要である。しかしその含有量が増加するにつれて熱間加工性が低下するとともに透磁率を上昇させる。このため、Ｓｉ含有量の上限は３.０％未満とする。より好ましくは、１.５〜２.５％である。

Ｍｎ：２.０超％〜５.０未満％
ＭｎはＮｉと同様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。その作用を発揮するには２％を超える量が必要である。しかしながら約５％以上含有させてもそれに見合う効果は見られず、また介在物の増加をもたらし、曲げ加工性を低下させる。このため、その上限は５.０％未満とする。
Ｎｉ：９.０超％〜１８.０未満％
Ｎｉはオーステナイト鋼に必須の合金成分であり、オーステナイト相を生成させるためには少なくとも９.０％を超えるＮｉが必要である。Ｎｉは含有量の増加に伴い透磁率の上昇を抑制する。しかし、過剰にＮｉ添加は、積層欠陥エネルギーを増大させ、加工硬化が小さくなり、強度を低下させる。また高価な元素であるため、素材コストを上昇させることにもなる。このため、Ｎｉ添加量の上限は１８.０％未満とする。

Ｃｒ：１６.０超％〜２０.０未満％
Ｃｒはステンレス鋼に要求される耐食性を得るために必須の合金成分である。優れた耐食性を得るためには１６.０％を超える量が必要である。しかし、過剰に添加するとデルタフェライトが生成し、非磁性が確保できなくなる。このため、上限を２０.０％未満とする。
Ｎ：０.１０超％〜０.２０未満％
Ｎは、非磁性を維持し、かつ高強度及び優れた時効硬化特性を得るために有効な元素である。これらの性能を発揮させるには０.１％を超える量を含有させる必要がある。しかし、０.２０％以上含有させると鋳造性が悪化するので、その上限値は０.２０％未満とする。

Ｖ：０.３超％〜０.７未満％
Ｖは、時効硬化特性を高める元素である。本発明においては、優れた時効硬化特性を得るために調質圧延前の金属組織を微細化しているが、その結晶粒の微細化には適正条件の焼鈍を施してＶの炭化物，窒化物を析出させることが必要である。炭化物，窒化物を析出させるには少なくとも０.３％を超える量のＶを必要とする。しかしながら、過剰に添加してもその増量に見合う効果は発揮されない。また、デルタフェライトが生成して非磁性が確保できなくなる。このため、Ｖ添加量の上限は０.７％未満とする。

０.０００１〜０.００５０％のＣａと０.００１０〜０.０１００％のＢ及び０.５０％以下のＣｕから選ばれる少なくとも１種の元素
Ｃａは、表面疵の低減に寄与するので、必要に応じて添加する。その作用は少なくとも０.０００１％の含有で発現し、０.００５０％を超えるほどに添加してもその効果は飽和する。したがって、Ｃａを添加する場合は０.０００１〜０.００５０％の範囲とする。
Ｂは、熱間加工性の改善に寄与するので、必要に応じて添加する。その作用は少なくとも０.００１０％の含有で発現し、０.０１００％を超えるほどに添加してもその効果は飽和する。したがって、Ｂを添加する場合は０.００１０〜０.０１００％の範囲とする。
Ｃｕは、前鍋からのコンタミや原料からの混入により、わずかながら不純物として鋼中に含まれる場合がある。しかしながら、Ｃｕは、固溶軟化を招き、加工硬化を低減する作用があるため、０.５０％以下に規制する。

Ｔｉ及び／又はＮｂ：合計量で０.５０％以下
ＴｉやＮｂは、前鍋からのコンタミや原料からの混入により、わずかながら不純物として鋼中に含まれる場合がある。しかしながら、ＴｉやＮｂは、本発明で積極的に利用するＶの炭化物や窒化物の生成を阻害し、結晶粒の微細化作用を消滅させる。このため、Ｔｉ及び／又はＮｂは合計量で０.５０％以下に規制する。

本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、上記のような成分を含むものであるが、この内、ＳｉとＶが高強度化に大きな役割を果たしている。Ｓｉ含有量が増えるとともに時効硬化特性が向上し、Ｖの含有で炭化物、窒化物が析出され結晶粒を微細化している。
Ｓｉ及びＶの作用効果を確認するために、次のような予備試験１を行った。
上記の成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼であって、aＣ−bＳｉ−4Ｍｎ−12Ｎｉ−19Ｃｒ−cＮ−dＶ−0.004Ｂ（ただし、a，b，c，dは変数）とした各種熱延焼鈍板を供試材とし、この供試材に６０％の冷間圧延、１０５０℃の焼鈍（均熱１分）、４０％の調質圧延、５００℃×１時間の時効処理を順次施したものについて、時効処理前後の表面硬度を測定した。（時効処理後の硬度）−（時効処理前の硬度）をΔＨＶとして、Ｓｉ＋４ＶとＣ＋Ｎの関係で整理すると図１に示す通りとなった。
この結果から、Ｓｉ＋４Ｖ＞３及びＣ＋Ｎ＞０.２の範囲でΔＨＶが５０を超えることがわかる。

また、次のような予備試験２も行った。
0.06Ｃ−2Ｓｉ−4Ｍｎ−12Ｎｉ−19Ｃｒ−0.15Ｎ−0.5Ｖ−0.004Ｂの熱延焼鈍板を供試材とし、６０％の冷間圧延の後に条件を変えた各種の焼鈍を施し、その後に４０％の調質圧延と５００℃×１時間の時効処理を施したものについて、時効処理前後の表面硬度を測定した。また、時効処理後の供試材について、圧延方向を法線とする断面における、板厚方向に平行な方向の結晶粒径を測定した。前記の予備試験１と同様に（時効処理後の硬度）−（時効処理前の硬度）をΔＨＶとして、上記時効処理後の板厚方向に平行な方向の平均結晶粒径との関係を図２に示す通りとなった。
この結果から、圧延方向を法線とする断面における、板厚方向に平行な方向の平均結晶粒径を２０μｍ以下とすれば、優れた時効硬化特性が得られることがわかる。

上記予備実験２では、条件を変えて焼鈍した後に施す調質圧延の圧下率やその後の時効処理条件は同じにしている。したがって、時効処理後の結晶粒径が異なることは、調質圧延前、すなわち焼鈍後の結晶粒のサイズが異なっていることを意味している。
そうすると、調質圧延前の焼鈍組織の結晶粒が微細化されていれば、調質圧延とその後の時効処理を施すことにより優れた時効硬化特性を呈することになると理解される。
この予備実験２で用いられた供試材では、Ｖ，Ｃ，Ｎが適正な比率で配合され、適切な条件の冷間圧延とその後の焼鈍が施されているために、焼鈍組織が微細になっているものと推測され、この微細な焼鈍組織が後工程で活用され、優れた時効硬化特性を発揮したものと推測される。ちなみに、詳細は後記の実施例に譲るが、Ｖ含有量が少ないと適正な条件の冷間圧延とその後の焼鈍を施しても、結晶粒は細かくなっておらず、所望の時効硬化特性が得られていない。

このような背景を考慮すると、適正量のＶ，Ｃ，Ｎを含むステンレス鋼では、まず、調質圧延前の焼鈍過程或いはそれ以前の過程において、微細なＶの窒化物が析出し、その析出物がピン止めとなり微細な結晶粒を形成する。この微細組織を有する焼鈍板を調質圧延することにより加工歪みを加え、その後に時効処理すると、転位及びその周辺に非常に微細なＶとＣｒの炭化物が析出し、優れた時効硬化特性を発揮すると推測される。
そこで、調質圧延前の焼鈍組織の影響をみるために、次のような予備実験３を行った。

0.06Ｃ−2Ｓｉ−4Ｍｎ−12Ｎｉ−19Ｃｒ−0.15Ｎ−0.5Ｖ−0.004Ｂの熱延焼鈍板を供試材とし、種々の冷間圧延率の冷間圧延と焼鈍温度を変えた各種の焼鈍（均熱１分）を施し、その後に４０％の調質圧延と５００℃×１時間の時効処理を施したものについて、時効処理前後の表面硬度を測定した。そして時効硬化特性ΔＨＶを、冷間圧延率と焼鈍温度の関係で整理すると図３に示す通りとなった。なお、図中、○，×の上に示した数値は、圧延方向を法線とする断面における板厚方向に平行な方向の平均結晶粒径（単位μｍ）である。
この結果から、調質圧延の前に、圧延率６０％以上の冷間圧延とその後に１０８０℃以下の焼鈍を施す必要があることがわかる。詳細は後記の実施例に譲るが、圧延率が６０％に満たなかったり、焼鈍温度が１０８０℃を超えたりすると、結晶粒が大きくなって所望の時効硬化特性を発揮することができない。圧延率が６０％に満たないと必要な加工歪みが蓄積されず、また焼鈍温度が１０８０℃を超えると再結晶粒が成長して、微細な焼鈍組織が得られないと推察される。

最後に、適正な微細組織を有する焼鈍板に施す調質圧延とその後の時効処理について検討するために、次のような予備実験４を行った。
0.06Ｃ−2Ｓｉ−4Ｍｎ−12Ｎｉ−19Ｃｒ−0.15Ｎ−0.5Ｖ−0.004Ｂの熱延焼鈍板を供試材とし、６０％の冷間圧延と１０５０℃の焼鈍（均熱１分）を施した後に、圧延率を変更した種々の調質圧延を施した後、５００℃×１時間の時効処理を施したものについて、時効処理前後の表面硬度を測定した。そして調質圧延率と時効硬化特性ΔＨＶとの関係を整理すると図４に示す通りとなった。
この結果から、調質圧延は３０％以上の圧延率で行う必要があることがわかる。

さらに、次のような予備実験５を行った。
0.06Ｃ−2Ｓｉ−4Ｍｎ−12Ｎｉ−19Ｃｒ−0.15Ｎ−0.5Ｖ−0.004Ｂの熱延焼鈍板を供試材とし、６０％の冷間圧延と１０５０℃の焼鈍（均熱１分）、さらに４０％の調質圧延を施した後、種々の条件の時効処理を施したものについて、時効処理前後の表面硬度を測定した。そして時効処理条件を焼き戻しパラメータ「Ｔ（logｔ＋20）（ただしＴは温度（絶対温度Ｋ）、ｔは処理時間（ｈ）を表す。）」で整理し、その時効処理条件と時効硬化特性ΔＨＶとの関係をみると図５に示す通りとなった。
この結果から、時効処理条件Ｔ（logｔ＋20）は、１４５００以上、１５５００以下にする必要があることがわかる。なお、時効処理温度は４５０〜５５０℃の範囲とし、時効処理時間は6時間以下とすることが好ましい。

実施例１：
本発明鋼を比較鋼と比べた実施例をもって、本発明を詳細に説明する。
第１表に示す組成の鋼を溶製した。鋼Ａ〜Ｇが本発明鋼であり、鋼Ｈ〜Ｎが比較鋼である。それぞれの鋼３０ｋｇを真空溶解炉で溶製した。それぞれの鋼を板厚４０ｍｍに鍛造し、その後に板厚３.６ｍｍの熱延板を得た。この熱延板を焼鈍，酸洗後に板厚１.０ｍｍまで冷間圧延した。調質圧延の前の焼鈍を１０５０℃で行い、板厚０.６ｍｍまで圧延率４０％の調質圧延を行った。その後、５００℃×１時間（Ｔ（logｔ＋20）＝１５４６０）の時効処理を施した。

調質圧延後の硬さと時効処理後の硬さを測定し、その差ΔＨＶを算出した。
また時効材の透磁率を島津製作所製の磁気天秤ＭＢ−３型を用い、１０００Ｏｅの磁場のもとで測定した。
さらに、調質圧延の後に時効処理した板材について、圧延方向を法線とする断面での板厚方向と平行な方向の結晶粒径を測定した。
その結果を表２に示す。なお表2中、時効処理後の透磁率については、１０００Ｏｅの磁場で１．００５以下のものを○で、１.００５を超えたものを×で表示した。

本発明に従った鋼は、結晶粒の微細化が十分になされ、ΔＨＶがいずれも５０以上と大きく、透磁率も１.００５以下を達成できている。
これに対して、比較鋼である鋼Ｈ，ＩはＣ＋Ｎが少ないため、また鋼ＪはＳｉ＋４Ｖが少ないため、さらに鋼Ｋ，Ｌ，ＭはＣｕ，Ｔｉ，Ｎｂを過剰に含むため、ΔＨＶが小さくなっている。比較鋼の鋼ＮはＮｉ当量が少ないため、透磁率が１.００５を超えている。

実施例２：
本発明鋼である鋼Ａ，Ｂを供試材とし、その熱延焼鈍板に、種々の条件で冷間圧延，焼鈍，調質圧延及び時効処理を施した。そして、時効処理後の板材について、実施例１と同様に、調質圧延後の硬さと時効処理後の硬さを測定し、その差ΔＨＶを算出した。また、調質圧延の後に時効処理した板材について、圧延方向を法線とする断面での板厚方向と平行な方向の結晶粒径を測定した。
その結果を表３に示す。

本発明に従った試験Ｎｏ.Ａ１及びＢ１では、結晶粒の微細化が十分になされ、ΔＨＶがいずれも５０以上と大きく時効硬化特性が得られている。
これに対して、調質圧延前の冷間圧延条件や焼鈍条件が規定の範囲を外れていると（試験Ｎｏ.Ａ２，Ａ３，Ｂ２，Ｂ３）、調質圧延後に所定の時効処理を施しても結晶粒が細かくならず、所望の時効硬化特性が得られていない。また、所定圧延率の冷間加工と所定条件の焼鈍を施しても、その後の調質圧延率が規定の範囲よりも低いと（試験Ｎｏ.Ａ４，Ｂ４）、時効前の歪みの付与が不十分となり、所望の時効硬化特性が得られていない。さらに、時効処理条件が規定の範囲を外れると（試験Ｎｏ.Ａ５，Ａ６，Ｂ５，Ｂ６）、時効硬化が発現するエネルギーが足りずに歪み時効及び析出時効の効果が発現できず、若しくは析出物が粗大化しすぎて、所望の時効硬化特性が得られていない。

含有Ｃ，Ｎ，Ｓｉ及びＶ量が時効硬化特性に及ぼす影響を説明する図 時効処理後の、圧延方向を法線とする断面における板厚方向と平行な方向の結晶粒径と時効硬化特性との関係を説明する図 調質圧延前の冷間圧延率と焼鈍温度が時効硬化特性に及ぼす影響を説明する図 調質圧延率と時効硬化特性との関係を説明する図 時効処理条件と時効硬化特性との関係を説明する図

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０.０５０超％〜０.０９０未満％，Ｓｉ：１.０超％〜３.０未満％，Ｍｎ：２.０超％〜５.０未満％，Ｎｉ：９.０超％〜１８.０未満％，Ｃｒ：１６.０超％〜２０.０未満％，Ｎ：０.１０超％〜０.２０未満％，Ｖ：０.３超％〜０.７未満％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記の式（２）で定義されるＮｉ当量の値が１９.０以上であり、含有Ｃ，Ｎ，Ｓｉ及びＶの間で、Ｃ＋Ｎ＞０.２０，Ｓｉ＋４Ｖ＞３の関係を満たす成分組成を有し、調質圧延とその後に下記式（３）で示す温度Ｔ（絶対温度Ｋ）×時間ｔ（ｈ）の時効処理が施され、圧延方向を法線とする断面において、板厚方向に平行な方向の平均結晶粒径が２０μｍ以下になった組織を有することを特徴とする高強度非磁性ステンレス鋼板。
   Ni当量＝Ni＋0.6Ｍｎ＋9.69（C＋N）＋0.18Cr−0.11Si²＋2.3V
   ・・・（２）
   14500＜Ｔ（logｔ＋20）＜15500
   ・・・（３）
2. 質量％で、Ｃ：０.０５０超％〜０.０９０未満％，Ｓｉ：１.０超％〜３.０未満％，Ｍｎ：２.０超％〜５.０未満％，Ｎｉ：９.０超％〜１８.０未満％，Ｃｒ：１６.０超％〜２０.０未満％，Ｎ：０.１０超％〜０.２０未満％，Ｖ：０.３超％〜０.７未満％、さらに０.０００１〜０.００５０％のＣａと０.００１０〜０.０１００％のＢ及び０.５０％以下のＣｕから選ばれる少なくとも１種の元素と、合計量で０.５０％以下のＴｉ及び／又はＮｂを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記の式（１）で定義されるＮｉ当量の値が１９.０以上であり、含有Ｃ，Ｎ，Ｓｉ及びＶの間で、Ｃ＋Ｎ＞０.２０，Ｓｉ＋４Ｖ＞３の関係を満たす成分組成を有し、調質圧延とその後に下記式（３）で示す温度Ｔ（絶対温度Ｋ）×時間ｔ（ｈ）の時効処理が施され、圧延方向を法線とする断面において、板厚方向に平行な方向の平均結晶粒径が２０μｍ以下になった組織を有することを特徴とする高強度非磁性ステンレス鋼板。
   Ni当量＝Ni＋0.6Ｍｎ＋9.69(C＋N)＋0.18Cr−0.11Si²＋2.3(V＋Nb＋Ti)
   ・・・（１）
   14500＜Ｔ（logｔ＋20）＜15500
   ・・・（３）
3. 請求項１又は２のいずれか１項に記載の成分組成を有するステンレス鋼の熱延焼鈍板を、圧延率６０％以上で冷間圧延した後、１０８０℃未満の焼鈍温度で連続焼鈍し、さらに圧延率３０％以上で調質圧延した後に下記式（３）で示す温度Ｔ（絶対温度Ｋ）×時間ｔ（ｈ）の時効処理を施すことを特徴とする高強度非磁性ステンレス鋼板の製造方法。
   
   14500＜Ｔ（logｔ＋20）＜15500
   ・・・（３）
   

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