特許 6772076 非磁性オーステナイト系ステンレス鋼板および非磁性部材の製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6772076

(24)【登録日】2020年10月2日

(45)【発行日】2020年10月21日

(54)【発明の名称】非磁性オーステナイト系ステンレス鋼板および非磁性部材の製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20201012BHJP

   C21D 9/00 20060101ALI20201012BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20201012BHJP

   C21C 7/06 20060101ALN20201012BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302Z

   C21D9/00 A

   C22C38/58

   !C21C7/06

【請求項の数】6

【全頁数】14

(21)【出願番号】特願2017-438(P2017-438)

(22)【出願日】2017年1月5日

(65)【公開番号】特開2018-109215(P2018-109215A)

(43)【公開日】2018年7月12日

【審査請求日】2019年10月11日

(73)【特許権者】

【識別番号】503378420

【氏名又は名称】日鉄ステンレス株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100129470

【弁理士】

【氏名又は名称】小松 高

(72)【発明者】

【氏名】坪井 耕一

(72)【発明者】

【氏名】松林 弘泰

(72)【発明者】

【氏名】溝口 太一郎

【審査官】 太田 一平

(56)【参考文献】

【文献】 特開２００３−０８２４４５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１６−１８３４１２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１３−１６３８３４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０６−２３５０４８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００２−０３８２４４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開昭６２−０２０８５５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００２−０８０９４０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００２−２０６１４８（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００ − ３８／６０

Ｃ２１Ｄ ９／００ − ９／４４

Ｃ２１Ｄ ９／５０

Ｃ２１Ｄ ９／４６

Ｃ２１Ｄ ９／４８

Ｃ２１Ｄ ７／００ − ８／１０

Ｃ２１Ｄ ６／００ − ６／０４

Ｃ２１Ｃ ７／００ − ７／１０

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量％で、Ｃ：０.００３〜０.０３０％、Ｓｉ：０.２〜１.０％、Ｍｎ：０.５〜２.０％、Ｐ：０.０４０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ｎｉ：１２.０〜１５.０％、Ｃｒ：１７.０〜１９.０％、Ｍｏ：２.０〜４.０％、Ｃｕ：０.１０％以上１.０％未満、Ｎ：０.００３〜０.０５０％、Ｖ：０.０１〜０.５０％、Ａｌ：０.００３０％以下、Ｔｉ：０.００３０％以下、Ｎｂ：０.０１０％以下、Ｏ：０.００４０〜０.０１００％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義されるＡ値が−１２０以下である化学組成を有し、比透磁率が１.０１０以下であり、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）に観察される非金属介在物の平均粒子径が５.０μｍ以下であり、前記非金属介在物のうち、酸化物系介在物のＡｌ_２Ｏ_３平均濃度がＭｎＯ、ＳｉＯ_２およびＡｌ_２Ｏ_３に占める質量割合換算で３０質量％以下である、冷間鍛造および切削加工部材用非磁性オーステナイト系ステンレス鋼板。
Ａ値＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９.２Ｓｉ−８.１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３.７Ｃｒ−１８.５Ｍｏ …（１）
ここで、（１）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値が代入される。

【請求項2】

前記冷間鍛造および切削加工部材が携帯型電子機器外装部材である請求項１に記載の非磁性オーステナイト系ステンレス鋼板。

【請求項3】

請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板に冷間鍛造を施す工程、前記冷間鍛造後に３００〜５００℃で１時間以上保持する熱処理を施す工程、前記熱処理後に切削加工を施す工程、を有する非磁性部材の製造方法。

【請求項4】

請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板に冷間鍛造を施す工程、前記冷間鍛造後に３００〜５００℃で１時間以上保持する熱処理を施す工程、前記熱処理後に切削加工を施す工程、前記切削加工後に鏡面研磨を施す工程、を有する非磁性部材の製造方法。

【請求項5】

前記非磁性部材は、比透磁率が１.０１０以下である請求項３または４に記載の非磁性部材の製造方法。

【請求項6】

前記非磁性部材は、携帯型電子機器外装部材である請求項３または４に記載の非磁性部材の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、冷間鍛造および切削加工を施して非磁性部材とするための素材である非磁性オーステナイト系ステンレス鋼板に関する。また、そのオーステナイト系ステンレス鋼板を素材に用いる非磁性部材の製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

スマートフォンに代表される携帯型電子機器は小型軽量化や意匠性向上のニーズが高いことから、それらに用いる金属製外装部材の製造には、複雑形状への加工に対応するため、過酷な冷間鍛造を施した後、切削加工により成形する手法が多用されるようになってきた。さらに、デザインによっては、切削加工後に鏡面研磨を施す場合もある。携帯型電子機器の外装部材は、機器に内蔵される地磁気センサー等への悪影響を回避するために非磁性であることが要求される。外装部材としての高強度も要求される。また、携帯型であるため屋外環境で使用されることも多く、屋内での使用を前提とする電子機器用部材と比べ、高い耐食性も要求される。

【0003】

一般に、加工硬化が小さいことが好まれる冷間鍛造用途や、非磁性であることが好まれる電子機器部材用途には、加工誘起マルテンサイト相の生じにくい安定オーステナイト単相系ステンレス鋼が適しているとされる。例えば特許文献１には、積層欠陥エネルギーが大きく、かつオーステナイト安定度の高い化学組成を有し、加工時にも比較的軟質な特性が維持される冷間鍛造に適したオーステナイト系ステンレス鋼板が記載されている。この鋼板は非金属介在物の組成をＭｎＯ−ＳｉＯ₂−Ａｌ₂Ｏ₃系とすることにより、介在物が加工時に亀裂発生の起点となりにくいように配慮してある。しかし、バーリング加工などの二次加工で問題となる拡開先の先端における微少クラックの発生は抑えられるものの、過酷な冷間鍛造で生じる内部割れの防止までには至っていない。また、特許文献１の鋼板は、昨今の携帯型電子機器外装部材に適用するには強度レベルが不十分である。

【0004】

非磁性に加えて高強度が必要な場合はＭｎ、Ｎを多く含むオーステナイト系ステンレス鋼が用いられることもある。例えば特許文献２には、１５.５〜１７.０質量％のＭｎと、０.４２〜０.６５質量％のＮを含有する非磁性オーステナイト系ステンレス鋼の熱間鍛造製品が開示されている。この鋼は多量のＮを含有するため硬質であり、複雑形状の冷間鍛造部材に加工することは困難である。

【0005】

特許文献３には、オーステナイト系ステンレス鋼において冷間鍛造性を改善し、かつ高強度を付与する技術が開示されている。この技術では、冷間鍛造性を確保するために内部割れの起点となりやすいＡｌ₂Ｏ₃系やＴｉＮなどの硬質介在物を低減し、加工硬化を抑制するためにＣｕを２.５質量％以上添加し、さらに高強度化に関しては冷間鍛造後に行う歪取り熱処理においてＣｕの時効硬化性を利用している。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】特開２００２−３７１３３９号公報

【特許文献2】特開２００９−３０１３９号公報

【特許文献3】特開２０１３−１６３８３４号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

特許文献３の技術によれば、冷間鍛造で割れを生じることなく、強度の高い電子機器外装部材を製造することができる。しかし、屋外環境で使用することの多い携帯型電子機器外装部材としては耐食性が必ずしも十分でない。また、介在物形態を制御していることから鏡面デザイン向けにも対応は可能であるものの、製造ロットによっては鏡面研磨性にばらつきがあり、生産効率の低下を招くことがあった。磁性に関しては、特許文献３の鋼では部材成形後の透磁率を１.１５以下とすることができるので、電子機器の設計によっては外装部材として適用できる。しかし、電子機器の設計自由度を高めるために、透磁率が１.０１０以下である非磁性の外装部材が求められる場合も多く、更なる非磁性維持性能の向上が望まれる。

【0008】

本発明の課題は、過酷な冷間鍛造によっても内部割れの発生がなく、時効硬化を利用した高強度化が可能であることに加え、冷間鍛造後も非磁性が維持され、屋外で使用する携帯型電子機器の外装部材に好適な優れた耐食性を有し、好ましくは安定して優れた鏡面研磨性を呈するオーステナイト系ステンレス鋼板を提供することにある。また、その鋼板を素材に用いて、冷間鍛造を含む工程により、寸法精度が高くかつ強度の高い非磁性部材を得る製造方法を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

【0009】

上記課題を達成するため、本発明では、質量％で、Ｃ：０.００３〜０.０３０％、Ｓｉ：０.２〜１.０％、Ｍｎ：０.５〜２.０％、Ｐ：０.０４０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ｎｉ：１２.０〜１５.０％、Ｃｒ：１７.０〜１９.０％、Ｍｏ：２.０〜４.０％、Ｃｕ：０.１０％以上１.０％未満、Ｎ：０.００３〜０.０５０％、Ｖ：０.０１〜０.５０％、Ａｌ：０.００３０％以下、Ｔｉ：０.００３０％以下、Ｎｂ：０.０１０％以下、Ｏ：０.００４０〜０.０１００％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義されるＡ値が−１２０以下である化学組成を有し、比透磁率が１.０１０以下であり、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）に観察される非金属介在物の平均粒子径が５.０μｍ以下である、冷間鍛造および切削加工部材用非磁性オーステナイト系ステンレス鋼板が提供される。
Ａ値＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９.２Ｓｉ−８.１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３.７Ｃｒ−１８.５Ｍｏ …（１）
ここで、（１）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値が代入される。

【0010】

上記の各元素のうち、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂについては含有量下限値を規定していないが、検出限界以下に低い値や、仮に０％であっても本発明の効果は得られる。すなわち、これらの元素は必須含有元素ではなく、０％から各元素の上限既定値までの範囲の分析値となるように含有量が調整されていればよい。「冷間鍛造および切削加工部材用」とは、冷間鍛造工程と、その後に行われる切削加工工程を含むプロセスで製造される部材に用いることを意味する。冷間鍛造および切削加工部材の好適な対象として、例えば携帯型電子機器外装部材が挙げられる。

【0011】

前記非金属介在物としては、ＭｎＯ−ＳｉＯ₂−Ａｌ₂Ｏ₃系の酸化物系介在物や、ＴｉＮ系介在物が挙げられる。
〔非金属介在物の平均粒子径の求め方〕
Ｌ断面の顕微鏡観察画像において、ある非金属介在物の圧延方向の長さを、その介在物の粒子径と定義する。平均粒子径は、Ｌ断面に無作為に設けた複数の観察視野において、各視野内に粒子の全体が確認される全ての介在物を測定対象として上記の粒子径を求め、その加算平均値によって定めることができる。ただし、粒子径が０.５μｍ未満の介在物は平均値算出の対象から除外し、平均値算出の対象とする介在物の総数は５０個以上とする。

【0012】

前記非金属介在物のうち、酸化物系介在物のＡｌ₂Ｏ₃平均濃度がＭｎＯ、ＳｉＯ₂およびＡｌ₂Ｏ₃に占める質量割合換算で３０質量％以下であることが好ましい。「ＭｎＯ、ＳｉＯ₂およびＡｌ₂Ｏ₃に占める質量割合換算」とは、酸化物系介在物のＭｎ、ＳｉおよびＡｌの含有率をそれぞれＭｎＯ、ＳｉＯ₂およびＡｌ₂Ｏ₃の単独酸化物の質量割合に換算することによって定まるＭｎＯ、ＳｉＯ₂およびＡｌ₂Ｏ₃の合計質量に占める質量割合を意味する。すなわち、Ａｌ₂Ｏ₃の質量％は、上記ＭｎＯ、ＳｉＯ₂およびＡｌ₂Ｏ₃の合計質量に占めるＡｌ₂Ｏ₃の質量割合である。

【0013】

また本発明では、上記のオーステナイト系ステンレス鋼板に冷間鍛造を施す工程、前記冷間鍛造後に３００〜５００℃で１時間以上保持する熱処理を施す工程、前記熱処理後に切削加工を施す工程、を有する非磁性部材の製造方法が提供される。前記切削加工後に鏡面研磨を施す工程を加えることができる。

【0014】

前記製造方法で得られる非磁性部材は、比透磁率が例えば１.０１０以下である。この非磁性部材の好適な具体例として携帯型電子機器外装部材が挙げられる。

【発明の効果】

【0015】

本発明によれば、過酷な冷間鍛造によっても内部割れの発生がなく、歪取り熱処理での時効硬化を利用した高強度化が可能であり、冷間鍛造後も非磁性が維持され、かつ屋外で使用する携帯型電子機器の外装部材に好適な優れた耐食性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板が実現できた。このオーステナイト系ステンレス鋼板を素材に用いると、複雑形状の電子機器外装部材などを製造する際に、ニアネットシェイプの冷間鍛造が可能であるため、その後の切削しろを少なくすることができる。しかも、その切削を経て製造される部材は、上記の各特性（内部割れなし、高強度、非磁性、高耐食性）を具備するとともに、冷間鍛造での残留応力が時効処理を兼ねた歪取り熱処理で除去されているので、高い寸法精度も確保される。さらに、介在物制御によって酸化物系介在物の組成を十分にコントロールした場合には、優れた鏡面研磨性が安定して得られる。

【図面の簡単な説明】

【0016】

【図1】冷間鍛造に供するための試験片形状を示した図。

【図2】冷間鍛造品の形状を示した図。

【図3】図２中に示したＡ断面およびＢ断面の形状を、切削後の最終製品の断面形状とともに示した図。

【発明を実施するための形態】

【0017】

〔鋼の化学組成〕
本発明では以下のように化学組成が調整されたオーステナイト系ステンレス鋼を適用する。以下、鋼組成における「％」は特に断らない限り質量％を意味する。

【0018】

Ｃは、侵入型元素であり加工硬化および歪時効により高強度化に寄与する。また、オーステナイト相を安定化させる元素であり非磁性の維持に有効である。本発明では０.００３％以上のＣ含有量を確保する。ただし、過度のＣ含有は鋼を硬質化させ冷間鍛造性を低下させる要因となる。Ｃ含有量は０.０３０％以下に制限される。

【0019】

Ｓｉは、製鋼過程において鋼の脱酸剤として用いられる元素である。特に、酸化物系介在物の組成を、Ａｌ₂Ｏ₃の質量割合が後述のように低減されたＭｎＯ−ＳｉＯ₂−Ａｌ₂Ｏ₃系とするためには、Ｓｉ脱酸が極めて有効である。また、Ｓｉは歪取り熱処理において時効硬化性を向上させる作用を有する。これらの作用を十分に得るためには０.２％以上のＳｉ含有量とすることが効果的である。一方、Ｓｉは固溶強化作用が大きく、かつ積層欠陥エネルギーを低下させて加工硬化を大きくする作用を有するので、過度のＳｉ含有は冷間鍛造性を低下させる要因となる。そのためＳｉ含有量は１.０％以下に制限される。

【0020】

Ｍｎは、ＭｎＯとして酸化物系介在物を構成する元素である。特に、酸化物系介在物の組成を、Ａｌ₂Ｏ₃の質量割合が後述のように低減されたＭｎＯ−ＳｉＯ₂−Ａｌ₂Ｏ₃系とするためには、Ｍｎ含有量の確保が有効である。また、Ｍｎは固溶強化作用が小さく、かつオーステナイト生成元素であり加工誘起マルテンサイト変態を抑制させる作用を有するので、冷間鍛造性の確保と非磁性の維持には有効な元素である。これらの作用を十分発揮させるためには、Ｍｎ含有量を０.５％以上とすることが有利であり、０.６５％以上とすることがより好ましい。ただし、過剰のＭｎ含有は耐食性低下の要因となる。Ｍｎ含有量は２.０％以下に制限され、１.０％未満とすることがより好ましい。

【0021】

Ｐは、耐食性を低下させる元素であり、０.０４０％以下とする必要がある。ただし、過度のＰ低減は製鋼負荷を増大させる要因となる。Ｐ含有量は例えば０.００１％以上の範囲で調整すればよい。

【0022】

Ｓは、ＭｎＳを形成して耐食性を劣化させる要因となるので、０.０１０％以下に制限される。ただし、過度の脱Ｓは製鋼負荷を増大させる要因となる。Ｓ含有量は例えば０.０００５％以上の範囲で調整すればよい。

【0023】

Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、オーステナイト単相組織を得るため、および加工誘起マルテンサイト変態を抑制するために極めて有効である。ただし、多量のＮｉ含有はコスト増につながる。種々検討の結果、本発明ではＮｉ含有量を１２.０％以上１５.０％以下の範囲に調整した鋼を対象とする。

【0024】

Ｃｒは、耐食性を向上させる元素である。携帯型電子機器の外装部材に適した耐食性を確保するために、本発明ではＣｒ含有量が１７.０％以上の鋼を対象とする。ただし、多量のＣｒ含有は冷間鍛造性を低下させる要因となる。Ｃｒ含有量の上限は１９.０％に制限される。

【0025】

Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性向上に有効な元素である。本発明では、上記のＣｒ含有量を確保した上で、Ｍｏを２.０％以上含有させる。多量のＭｏ添加はコスト増になる。Ｍｏ含有量は４.０％以下とし、３.０％以下に管理してもよい。

【0026】

Ｃｕは、オーステナイト相の加工硬化を抑制し、冷間鍛造性の向上に有効であることが知られている。また、冷間鍛造後に行われる歪取り熱処理の加熱温度域で時効硬化をもたらす元素であることが知られている。特許文献３の技術ではＣｕを２.５％以上含有させることによりそれらの作用を発揮させ、冷間鍛造性と高強度化の両立を実現している。しかし、そのような多量のＣｕ含有は耐食性を低下させる要因となるため、携帯型電子機器外装部材に適する耐食性レベルを狙う本発明では、Ｃｕの多量添加を避ける必要がある。種々検討の結果、Ｃｕ含有量は０.１０％以上１.０％未満の範囲に制限される。Ｃｕ含有量を特許文献３より低減することにより弱められる上記Ｃｕの作用（加工硬化抑制、時効硬化性発現）は、Ｎｉなど他のオーステナイト生成元素の添加量増大や、後述のＶ添加によって十分に賄えることがわかった。

【0027】

Ｎは、Ｃと同様に侵入型元素であり加工硬化および歪時効により高強度化に寄与する。また、オーステナイト相を安定化させる元素であり非磁性の維持に有効である。本発明では０.００３％以上のＮ含有量を確保する。ただし、過度のＮ含有は鋼を硬質化させ冷間鍛造性を低下させる要因となる。Ｎ含有量は０.０５０％以下に制限される。

【0028】

Ｖは、冷間鍛造後に行う歪取り熱処理の加熱において時効硬化能を高める作用があることが確認された。そのため、Ｃｕ含有量を上記のように制限している本発明においてＶは重要な役割を果たす。時効硬化作用を十分に発揮させるためには０.０１％以上のＶ含有量を確保する必要があり、０.０５％以上とすることがより好ましい。多量のＶ含有はコスト増につながるので、０.５０％以下の範囲でＶを含有させる。

【0029】

Ａｌは、酸素親和力がＳｉ、Ｍｎに比べて高く、０.００３０％以上のＡｌ含有量となると冷間鍛造での内部割れの起点となる粗大な酸化物系介在物が形成されやすくなる。また、粒子径が例えば５μｍ以下と比較的小さい酸化物系介在物であっても、Ａｌ₂Ｏ₃の質量割合が３０％を超えるような硬質の介在物となりやすく、鏡面研磨の際にかき疵を発生させやすくなる。したがって、Ａｌ含有量は０.００３０％以下に制限される。過度に低Ａｌ化することはコスト増となるので、Ａｌ含有量は例えば０.０００１％以上の範囲で調整すればよい。

【0030】

Ｔｉは、Ｎと反応してＴｉＮ系介在物を形成する元素である。ＴｉＮは冷間鍛造の内部割れの起点となり、また鏡面研磨性低下の要因となる。検討の結果、Ｔｉ含有量は０.００３０％以下に制限する必要がある。溶製時に、原料スクラップや前チャージで使用した取鍋から許容量を超えるＴｉが混入しないように生産管理を厳しく行うこと等によって、Ｔｉ含有量を０.００３０％以下に低減することができる。過度に低Ｔｉ化することはコスト増となるので、Ｔｉ含有量は例えば０.０００１％以上の範囲で調整すればよい。

【0031】

Ｎｂは、ＣやＮと反応してＮｂ炭窒化物（Ｎｂ（Ｃ，Ｎ））を形成する。Ｎｂ炭窒化物は鏡面研磨性を劣化させる要因となる。検討の結果、Ｎｂ含有量は０〜０.０１０％であれば特に問題はない。

【0032】

Ｏ含有量が低くなると、Ｍｎ、Ｓｉ等が酸化しにくくなり、介在物におけるＡｌ₂Ｏ₃の比率が高くなることから、Ｏ含有量は４０ｐｐｍ（０.００４０％）以上に制御する必要がある。ただし、Ｏ含有量が過度に高いと粒子径５μｍを超える粗大な介在物が形成されやすくなることから、Ｏ含有量は１００ｐｐｍ（０.０１００％）以下の範囲に制御する。８０ｐｐｍ以下に制御することがより好ましい。

【0033】

下記（１）式で定まるＡ値はオーステナイト相の安定度を示す指標である。Ａ値が小さいほどオーステナイト相が安定であり、加工誘起マルテンサイト相が生成しにくくなり、冷間鍛造性の向上および非磁性の維持に有利となる。種々検討の結果、ここではＡ値が−１２０以下と低い化学組成を採用する。
Ａ値＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９.２Ｓｉ−８.１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３.７Ｃｒ−１８.５Ｍｏ …（１）
ここで、（１）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値が代入される。

【0034】

〔金属組織〕
上記のように化学組成が調整されたオーステナイト単相系ステンレス鋼は、通常の鋼板製造工程や、その後の冷間鍛造工程で加工誘起マルテンサイト相が生成しないので、加工誘起マルテンサイト相に起因する磁性化は回避される。ただし、溶製時に高温でδフェライト相が生成することがあり、これが残存すると透磁率１.０１０以下の非磁性が得られない。また、製品中にδフェライト相が異相として混在していると、鏡面研磨品の外観を損なう場合もある。したがって、冷間鍛造に供する素材である鋼板の段階で、δフェライト相が消失している必要がある。δフェライト相は強磁性であるため、その存在有無は透磁率によって評価することができる。すなわち、鋼板の段階で透磁率が１.０１０以下であれば、δフェライト相が十分に消失しているとみなすことができる。

【0035】

鋼板に存在する粗大な非金属介在物は、冷間鍛造での内部割れの起点となり、また鏡面研磨性を低下させる要因となる。本発明の対象鋼に見られる非金属介在物の代表的なものとして、ＭｎＯ−ＳｉＯ₂−Ａｌ₂Ｏ₃系の酸化物系介在物と、ＴｉＮ系介在物が挙げられる。Ｎｂを含有する鋼ではＮｂ炭窒化物系の介在物が生成することもある。発明者らの検討によれば、鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）に観察される非金属介在物の平均粒子径が５.０μｍ以下であるような粒子径分布になっていれば、ニアネットシェイプへの厳しい冷間鍛造においても介在物起因の内部割れの問題は回避される。

【0036】

一方、美麗な鏡面研磨表面を得るためには、非金属介在物の平均粒子径を上述のように小さくすることに加え、酸化物系介在物を軟質化させることが極めて有効である。具体的には、ＭｎＯ−ＳｉＯ₂−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物に占めるＡｌ₂Ｏ₃の割合を３０質量％以下に低減することによって、鏡面研磨時のかき疵が顕著に抑制される。

【0037】

〔鋼板の製造方法〕
上記の化学組成および金属組織を有するオーステナイト系ステンレス鋼板は、一般的なステンレス鋼板製造プロセスを利用して製造することができる。ただし、Ｔｉ含有量を厳しく制限する必要から、溶製過程では前述のように原料スクラップの管理や前鍋の管理をしっかり行うことが重要である。

【0038】

工業的規模での溶製過程で酸化物系介在物の組成をＡｌ₂Ｏ₃含有量３０質量％以下にコントロールするためには、精錬においてＡｌ脱酸ではなくＳｉ脱酸を採用することが重要である。その際、真空下あるいは非酸化性雰囲気下で塩基性スラグを形成し、Ｓｉを添加して強制脱酸することが好ましい。例えば特開２００２−２０６１４８号公報に開示されているように、スラグ塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ₂を１.４〜３.０の範囲に調整する方法が採用できる。脱酸用に添加するＳｉ合金は、Ａｌ含有量が例えば０.０１質量％以下と低いものを使用することが好ましい。このようにして、工業的規模での溶製において、Ａｌ₂Ｏ₃含有量３０質量％以下の低融点化されたＭｎＯ−ＳｉＯ₂−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物にコントロールできる。この種の酸化物系介在物は軟質であるため、熱間圧延などの工程で分断され、微細化する。一方、大型のＴｉＮ系介在物の形成を防止するためには、上述のように原料スクラップや前鍋の管理を厳しく行い、混入するＴｉの含有量を０.００３％以下にすることが重要である。

【0039】

溶製時に生成したδフェライト相は、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍の工程を経ることで消失化に向かうが、目標板厚が厚い場合など、冷間圧延、焼鈍の回数が少ないときには完全に消失せずに残存することがある。そのため、必要に応じて熱間圧延の前にスラブの段階で冷間または熱間での軽度な圧延や鍛造を施しておく手法や、熱間圧延時に合金元素の拡散に伴ってδフェライト相の消失を促進させる手法などを採用することが有効である。

【0040】

冷間鍛造に供するための焼鈍鋼板の板厚は、例えば１.０〜８.０ｍｍとすることができる。

【0041】

〔非磁性部材の製造方法〕
上述のようにして得られたオーステナイト単相系ステンレス鋼板に対して、冷間鍛造、歪取り熱処理、切削を順次施し、必要に応じて研磨等で表面仕上を行うことによって、携帯型電子機器外装部材などの非磁性部材を得ることができる。冷間鍛造では、切削しろができるだけ少なくなるようにニアネットシェイプの形状とすることが効率的である。冷間鍛造後は、そのまま切削を施すと残留応力によって部品形状が崩れてしまうので、切削前に歪取り熱処理を施す。本発明の対象鋼は所定量のＶを含有させる組成に調整されているので、歪取り熱処理の加熱を利用して時効硬化を進行させることができる。この熱処理では残留応力の除去と時効硬化が進行するので、最終的に寸法精度の高い高強度部品を得ることができる。

【0042】

時効処理を兼ねた歪取り熱処理は３００〜５００℃の温度に加熱して行うことが望ましい。３００℃より低温では歪の除去が不十分となりやすく、また時効硬化も進行しにくい。５００℃を超えると適正な時効温度域を外れて高強度化の効果が十分に得られない。熱処理の雰囲気は、酸化スケールの生成を抑制するために真空（１×１０^-3Ｐａ以下）や、Ｈ₂とＮ₂の混合ガス雰囲気を採用することができる。大気雰囲気で熱処理を行い、何らかの方法で酸化スケールを除去してもよい。加熱保持時間（材料温度が３００〜５００℃の範囲にある時間）は１時間以上とすることが望ましい。あまり長時間の加熱は不経済となるので、通常、６時間以内の範囲で加熱保持時間を設定すればよい。

【実施例】

【0043】

〔実施例１〕
表１に示す鋼を真空溶解炉で溶製し、得られた鋳片に常温で鍛造を施すことにより厚さ５０ｍｍのスラブとした。表１の鋼のうちＡ１については、鋳片に鍛造を施さずに切削によって厚さ５０ｍｍに調整したスラブも用意した。この鍛造を受けていなＡ１のスラブを用いた例をＡ１’と表示する。Ａ１’を含めた各スラブを１２３０℃で２時間加熱したのち常法にて熱間圧延して厚さ４.０ｍｍの熱延鋼板とし、１１００℃で均熱１分の熱延板焼鈍を施し、酸洗し、板厚２.０ｍｍまで冷間圧延し、１１００℃で均熱１分の焼鈍を施し、酸洗して、板厚２.０ｍｍの冷延焼鈍鋼板を得た。

【0044】

【表1】

【0045】

（非金属介在物の平均粒子径）
各冷延焼鈍鋼板のＬ断面について倍率５００倍で無作為に選んだ１００視野のＳＥＭ観察を行い、前掲の「非金属介在物の平均粒子径の求め方」に従い非金属介在物の平均粒子径を求めた。

【0046】

（酸化物系介在物のＡｌ₂Ｏ₃平均濃度）
試料鋼板の圧延方向と板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）についてＳＥＭ観察を行い、Ｌ断面内に存在する酸化物系介在物の粒子から無作為に３０個の粒子を選択してＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）により組成分析を行った。個々の介在物のＡｌ、ＳｉおよびＭｎの含有率をそれぞれ単独酸化物Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂およびＭｎＯの質量割合に換算し、そのＡｌ₂Ｏ₃の質量割合の値を３０個の酸化物系介在物について平均することによって当該鋼板における酸化物系介在物のＡｌ₂Ｏ₃平均濃度を求めた。

【0047】

（冷延焼鈍鋼板の比透磁率）
冷延焼鈍鋼板から採取した直径５ｍｍ、板厚２ｍｍのサンプルについて、試料振動型磁力計（理研電子株式会社製、ＢＨＶ５２５）を用いて掃引速度１０００エルステッド／分で１０００エルステッドの磁場を加えて磁化させ、そこで得られた磁場−磁化曲線の傾きより透磁率を求め、真空の透磁率４π×１０^-7Ｈ／ｍで除して比透磁率とした。各例とも試験数ｎ＝５で測定を行い、５個全てのサンプルにおいて比透磁率が１.０１０以下であった例Ｎｏ.を○評価、それ以外を×評価とし、○評価を合格と判定した。

【0048】

（冷間鍛造）
各冷延焼鈍鋼板から図１に示す形状の試験片を採取し、その試験片に図１中に示した矢印方向にプレス荷重を付与して冷間鍛造を施し、図２に示す形状の冷間鍛造品を得た。鍛造は２００ｔｏｎの油圧プレスで行った。鍛造中に焼鈍は入れていない。図３に、図２中に示したＡ断面およびＢ断面の形状を示す。得られた冷間鍛造品のＡ断面について顕微鏡観察を行い、内部割れの発生有無を調べた。内部割れの発生が認められなかったものを○評価、認められたものを×評価とし、○評価を合格とした。

【0049】

（歪取り熱処理、切削、鏡面研磨）
上記冷間鍛造品に、真空引きした雰囲気中で時効硬化を伴う４５０℃で２時間の歪取り熱処理を施した後、図３に示す切削しろの部分をＣＮＣ切削機を用いて切削除去して製品形状に成形し、切削品を得た。その後、切削品をバフ研磨にて鏡面に仕上げ、鏡面研磨品を得た。各冷延焼鈍鋼板から同じ工程で作製した１００個の鏡面研磨品について目視にて外観検査を行い、同一の基準で疵の問題がない美麗な表面外観を呈しているかどうかを判定した。１００個中９０個以上が疵の問題がない美麗な表面外観を呈していると判定された例Ｎｏ.を○評価、それ以外を×評価とし、○評価を合格とした。

【0050】

（鏡面研磨品の比透磁率）
上記の冷間鍛造、歪取り熱処理、切削、鏡面研磨の工程を経てえられた鏡面研磨品から無作為に各例５個のサンプルを抽出し、図３のＡ断面に相当する面およびＢ断面に相当する面について、上記と同様の方法で比透磁率を測定した。５個全てのサンプルにおいてＡ断面相当面およびＢ断面相当面の両方とも比透磁率が１.０１０以下であった例Ｎｏ.を○評価、それ以外を×評価とし、○評価を合格と判定した。

【0051】

（時効硬化能）
時効硬化能については、板厚２.０ｍｍの上記冷延焼鈍鋼板を板厚１.０ｍｍまで冷間圧延した材料（これを「５０％圧延品」と呼ぶ。）と、その５０％圧延品に上記歪取り焼鈍と同様に４５０℃で２時間の熱処理を付与した材料（これを「５０％圧延−熱処理品」と呼ぶ。）を作製し、熱処理前後の材料の表面硬さをビッカース硬さ計にて測定し、熱処理によって２０ＨＶ以上の硬化が認められた例Ｎｏ.を○評価、それ以外を×評価とし、○評価を合格と判定した。なお、本発明例の５０％圧延−熱処理品の表面硬さは３５０〜３８０ＨＶの範囲にあった。

【0052】

（耐食性）
前記５０％圧延−熱処理品の表面をバフ研磨にて鏡面に調製した、評価面積１０ｍｍ角の試験片について、液温３０℃の人工海水中で、ポテンシォスタットにより自然電位から掃引速度２０ｍＶ／ｍｉｎにて電位を制御し、孔食が発生する電位（孔食電位）を測定した。各例とも試験数ｎ＝１０にて測定を行い、１０個の試験片の孔食電位の平均値が３００ｍＶ ｖｓ. ＳＣＥ以上であった例Ｎｏ.を○評価、それ未満であった例Ｎｏ.を×評価とし、○評価を合格と判定した。
これらの結果を表２に示す。

【0053】

【表2】

【0054】

本発明例の鋼板は、冷間鍛造で内部欠陥の発生がなく、歪取り熱処理によって時効硬化させることができ、成形後も非磁性を維持し、鏡面研磨性に優れ、耐食性にも優れるので、携帯型電子機器外装部材に好適である。

【0055】

Ａ１’は比較のためにδフェライト相が残存する工程を採用した例である。冷間鍛造に供する前の冷延焼鈍鋼板の段階で、δフェライト相の存在により非磁性を呈していない。冷間鍛造後もδフェライト相は残存し、最終的な鏡面研磨品において非磁性が得られなかった。また、マトリックスのオーステナイト相中に異相であるδフェライト相が混在していることにより鏡面研磨性が悪かった。Ｂ１はＣ含有量が高いので鋼が過度に硬質化し、冷間鍛造で内部割れが生じた。Ｂ２はＳｉ含有量が低いので時効硬化能が不十分であった。Ｂ３はＭｏ含有量が少ないので耐食性に劣った。Ｂ４はＣｕ含有量が多いので耐食性に劣った。Ｂ５はＶを添加していないので時効硬化能が不十分であった。Ｂ６はＡｌ含有量が高いので粗大な酸化物系介在物が形成され、冷間鍛造で内部割れが生じた。鏡面研磨性も悪かった。Ｂ７はＴｉ含有量が高いので硬質で粗大なＴｉＮ系介在物が生成し、冷間鍛造で内部割れが発生した。Ｂ８はＯ含有量が低く、Ａｌ₂Ｏ₃比率が高いために鏡面研磨性に劣った。Ｂ９はＡ値が高くオーステナイト安定度が低いので冷間鍛造で加工誘起マルテンサイト変態が起こり、非磁性が得られなかった。

【0056】

〔実施例２〕
実施例１の例Ｎｏ.Ａ１で作製した冷間鍛造品（熱処理前のもの）および５０％圧延品を用いて、それらに２５０〜６００℃の範囲の熱処理を施した。冷間鍛造品については、熱処理後に実施例１と同様の切削を施し、残留応力の除去の程度を、得られた切削品の「反り」の発生量によって調べた。ここでは切削品の形状が図３に示した製品形状に対し、長辺方向で０.１ｍｍ以上たわんだものを「反り発生」と評価した。５０％圧延品については、上記温度範囲での熱処理を施して「５０％圧延品−熱処理品」を作製し、実施例１と同様に熱処理前後の表面硬さを測定し、熱処理によって２０ＨＶ以上の硬化が認められたものを○評価、それ以外を×評価とした。結果を表３に示す。

【0057】

【表3】

【0058】

本発明例のものは冷間鍛造後に行う熱処理条件を適正範囲とすることによって時効処理を兼ねた歪取り熱処理が実現できた。Ａ１−１は熱処理時間が短かったので時効硬化が不十分であった。Ａ１−６は熱処理温度が低かったので冷間鍛造での加工歪が残留し、切削品に反りが生じた。また、時効硬化も得られなかった。Ａ１−７は熱処理温度が高かったので時効硬化が得られなかった。

【図1】

【図2】

【図3】