JP6326265B2 - 熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6326265B2 JP6326265B2 JP2014073690A JP2014073690A JP6326265B2 JP 6326265 B2 JP6326265 B2 JP 6326265B2 JP 2014073690 A JP2014073690 A JP 2014073690A JP 2014073690 A JP2014073690 A JP 2014073690A JP 6326265 B2 JP6326265 B2 JP 6326265B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- stainless steel
- content
- hydrogen embrittlement
- austenitic stainless
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims description 105
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 title claims description 80
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 title claims description 80
- 229910000963 austenitic stainless steel Inorganic materials 0.000 title claims description 45
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 18
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 32
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 30
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 30
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 28
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 16
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 11
- 238000005204 segregation Methods 0.000 claims description 11
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 41
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 27
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 13
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 12
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 11
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 10
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 9
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 9
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 9
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 9
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 8
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 6
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 5
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 5
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 5
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 5
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 5
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- 125000004435 hydrogen atom Chemical group [H]* 0.000 description 4
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 4
- 238000000034 method Methods 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 4
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 3
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000001427 coherent effect Effects 0.000 description 3
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 3
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 3
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 3
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 3
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 3
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 239000011347 resin Substances 0.000 description 2
- 229920005989 resin Polymers 0.000 description 2
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 2
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 2
- 229910000619 316 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 1
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000007429 general method Methods 0.000 description 1
- 239000005431 greenhouse gas Substances 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012423 maintenance Methods 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000002250 progressing effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 235000013619 trace mineral Nutrition 0.000 description 1
- 239000011573 trace mineral Substances 0.000 description 1
- 238000010792 warming Methods 0.000 description 1
- 230000003313 weakening effect Effects 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、高圧水素ガス環境下で使用され、優れた熱間加工性を有する耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法に関する。
近年、地球温暖化防止の観点から、温室効果ガス（ＣＯ２、ＮＯｘ、ＳＯｘ）の排出を抑制するため、水素をエネルギーとして利用する技術開発が進んでいる。このため、水素の貯蔵・輸送に用いる金属材料の開発が期待されている。
従来、圧力４０ＭＰａ程度までの水素ガスは、厚肉のＣｒ−Ｍｏ鋼製ボンベに高圧ガスとして充填・貯蔵されている。また、配管用材料あるいは燃料電池自動車の高圧水素ガスタンクライナーとしては、ＪＩＳ規格のＳＵＳ３１６系オーステナイト系ステンレス鋼（以下、「ＳＵＳ３１６鋼」と記載）が使用されている（非特許文献１参照）。ＳＵＳ３１６鋼は、高圧水素ガス環境下での耐水素脆化特性が、例えば上記のＣｒ−Ｍｏ鋼を含む炭素鋼や、ＪＩＳ規格のＳＵＳ３０４系オーステナイト系ステンレス鋼（以下、「ＳＵＳ３０４鋼」と記載）と比較して良好である。
近年、燃料電池自動車の一般販売に先駆けて、水素ステーションの公的な試作・実証実験が進行している。例えば、大量の水素を液体水素として貯蔵し、液体水素を昇圧して７０ＭＰａ以上の高圧水素ガスとして供給可能な水素ステーションが実証段階にある。また、水素ステーションにおいて、燃料電池自動車のタンクに充填する水素を−４０℃程度の低温に予冷するプレクールと呼ばれる技術が実用化されている。したがって、水素ステーションのディスペンサーに付随する液体水素容器や水素ガス配管などに用いる金属材料は、７０ＭＰａの高圧かつ−４０℃の低温の水素ガスに曝されることが想定される。さらに現在、水素ステーションにおいて、より高圧の水素を供給することや、より低温に予冷することが検討されている。このため、上記の用途に用いられる金属材料には、従来と比較して、より一層優れた耐水素脆化特性が要求される。
しかしながら、例えば、上記のＳＵＳ３１６系オーステナイト系ステンレス鋼であっても、特許文献１に記載されている通り、低温・高圧水素ガス環境下では、水素脆化する場合がある。これは、ＳＵＳ３１６系オーステナイト系ステンレス鋼の素材中に存在する、凝固時の成分分配に起因したＮｉの偏析が原因であると言われている。
特許文献２においては、４０ＭＰａ超の高圧水素ガス環境および液体水素環境での耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系高Ｍｎステンレス鋼が開示されている。このステンレス鋼は、製造時の凝固偏析の影響を考慮したものではない。
一方、オーステナイト系ステンレス鋼では、凝固時にオーステナイト相に固溶できなくなった不純物が最終凝固部に濃縮し、熱間圧延時に割れが生じてしまう。このため、熱間加工性も重要である。
例えば、特許文献３には、熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。このステンレス鋼では、δフェライト相の活用により熱間加工性を高めている。しかし、δフェライト相は、適切な製造を実施しなければ、耐水素脆化特性を低下させてしまう。
例えば、特許文献３には、熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。このステンレス鋼では、δフェライト相の活用により熱間加工性を高めている。しかし、δフェライト相は、適切な製造を実施しなければ、耐水素脆化特性を低下させてしまう。
特許文献４には、高Ｎｉステンレス鋼板の製造方法が開示されている。特許文献４に記載の製造方法は、Ｎｉ量が１５〜４５％であるステンレス鋼板を対象としており、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼のＮｉ量範囲から逸脱している。
このように、低温かつ４０ＭＰａ超の高圧水素ガス環境下での耐水素脆化特性と優れた熱間加工性を兼ね備えたオーステナイト系ステンレス鋼は、未だ出現していないのが現状である。
「３１６系ステンレス鋼の高圧水素環境脆化特性におよぼすＮｉおよびＣｒ量の影響」圧力技術、第４７巻第２号、ｐ８５〜９４
本発明は、低温かつ４０ＭＰａ超の高圧水素ガス環境下での耐水素脆化特性と優れた熱間加工性を兼ね備えたオーステナイト系ステンレス鋼を提供することを課題とする。
本発明者らは、前記の課題を解決するために、主要元素であるＣｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏと微量元素で構成されているオーステナイト系ステンレス鋼の合金成分組成と、金属組織、高圧水素ガス環境下における耐水素脆化特性および熱間加工性の関係について鋭意研究を行った。その結果、以下の新しい知見を得て、本発明を完成するに至った。
（ａ）Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の変形組織を、水素脆化感受性の小さな形態に制御する元素である。このため、耐水素脆化特性の向上には、Ｎｉ量の確保が最も重要である。ただし、Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の凝固偏析により、鋼中でその濃度にばらつきが生じてしまう。そして、高圧水素ガス中での引張試験において、Ｎｉ濃度が低い領域では、水素脆化感受性が大きくなる。そのため、試験片表層に生成したき裂は、Ｎｉ濃度が低い領域を優先的に伝ぱする。その結果、高圧水素ガス中では延性が低下する。
（ｂ）Ｎｉ濃度のばらつきは、フェライト生成元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｎｂ量が多くなるほど大きくなる。一方、オーステナイト生成元素であるＮｉ、Ｃ、Ｍｎ量が多くなるほどＮｉ濃度のばらつきは小さくなる。Ｎｉ濃度のばらつきは、上記各元素のＮｉ濃度のばらつきへの寄与を考慮した以下の式（１）および（２）で算出されるＣｒｅｑとＮｉｅｑの比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）を１．５７以下とすることで、著しく抑制される。
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ ・・・ （１）
Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ ・・・ （２）
但し、式（１）および式（２）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ ・・・ （１）
Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ ・・・ （２）
但し、式（１）および式（２）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
（ｃ）高圧水素ガス中で引張破断した試験片について、き裂の伝ぱ経路を走査型電子顕微鏡および電子線マイクロアナライザーにより解析した。その結果、耐水素脆化特性には、Ｎｉに加えてＣｒも影響していることが分かった。さらに、ＮｉおよびＣｒの耐水素脆化特性の向上への寄与の大きさを検討した。そして、室温から−７０℃までの温度範囲において良好な耐水素脆化特性を発揮するためには、鋼中に含まれる負偏析部において、［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）が１８．０％以上であることが好ましく、１９．０％以上であることがより好ましいことが分かった。
（ｄ）オーステナイト系ステンレス鋼では、熱間加工時に、オーステナイト粒界に偏析したＳが粒界の結合力を低下させるため、割れが生じてしまう場合がある。従来、オーステナイト系ステンレス鋼中に意図的にδフェライト相を含有させ、Ｓをδフェライト相中に固溶させて熱間加工性を向上させる手法が一般的であった。しかしながら、耐水素脆化特性向上の観点から上記（ｂ）（ｃ）の知見を活用した場合、このようなδフェライト相は生成しない。このため、従来知見の適用は困難である。
上記（ｂ）（ｃ）の知見を用いた成分組成とすることにより耐水素脆化特性を確保したオーステナイト系ステンレス鋼において、熱間加工性を向上させるには、Ａｌ脱酸およびＣａ添加によりＳ量を可能な限り低減させることが効果的である。具体的には、ＣａによるＳ量低減機能を考慮した式（３）で算出されるＰ値を−５以下に制御することで、優れた熱間加工性が得られる。さらに、熱間加工性を向上させるには、Ｂの微量添加により、粒界強度を高めることも有効である。
Ｐ値＝（Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ）×１００００−３０ ・・・ （３）
但し、式（３）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
Ｐ値＝（Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ）×１００００−３０ ・・・ （３）
但し、式（３）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
（ｅ）（ｄ）の知見を適用した場合、鋼中にはＡｌ２Ｏ３・ＣａＯ介在物が生成する。上記（ｄ）の知見を用いた成分組成にＮｂ,Ｔｉ、Ｖを単独あるいは複合添加した成分組成では、Ａｌ２Ｏ３・ＣａＯ介在物を核として（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）の複合系の炭窒化物が析出する。この炭窒化物は、オーステナイト母相に対して整合析出の関係にあり、炭窒化物と母相との界面で整合歪場が形成される。この整合歪場は、水素原子のトラップサイトとして作用する。そのため、低温におけるオーステナイト系ステンレス鋼の耐水素脆化特性がより一層向上する。整合歪場を形成するには、式（４）で算出されるＴ値を１．２以上に制御する必要がある。
Ｔ値＝（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ） ・・・ （４）
但し、式（４）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
Ｔ値＝（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ） ・・・ （４）
但し、式（４）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
（ｆ）通常のステンレス鋼の製造工程において、スラブ等の鋼片（半製品）は、一定時間の加熱後、熱間加工により目的の寸法製品となる。熱間圧延工程において、鋼片に対して予備圧延と熱処理とを行ってから、最終熱間圧延を行うことで、鋼中のＮｉ拡散を促進でき、Ｎｉ濃度のばらつきをさらに抑制できる。本発明者らは、最終熱間圧延前の予備圧延および熱処理条件について鋭意検討を行った。その結果、鋼片に対して２５〜６０％の圧下率で予備圧延した後、１１００〜１２５０℃で６０分以上の熱処理を実施すれば、より一層耐水素脆化特性が向上することが明らかとなった。
本発明は、上記（ａ）〜（ｆ）の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．２〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：１０．０〜１５．０％、Ｃｒ：１６．０〜２０．０％、Ｍｏ：２〜３．５％、Ｃｕ：０．０８〜０．５％、Ｎ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：０．０１〜０．３％、Ｃａ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１５％以下、Ｂ：０．０００１〜０．００８％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下のうちの１種または２種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、式（１）および式（２）で算出されるＣｒｅｑとＮｉｅｑの比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）が１．５６以下、式（３）で算出されるＰ値が−５以下であることを特徴とする熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
（１）質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．２〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：１０．０〜１５．０％、Ｃｒ：１６．０〜２０．０％、Ｍｏ：２〜３．５％、Ｃｕ：０．０８〜０．５％、Ｎ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：０．０１〜０．３％、Ｃａ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１５％以下、Ｂ：０．０００１〜０．００８％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下のうちの１種または２種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、式（１）および式（２）で算出されるＣｒｅｑとＮｉｅｑの比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）が１．５６以下、式（３）で算出されるＰ値が−５以下であることを特徴とする熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ ・・・ （１）
Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ ・・・ （２）
Ｐ値＝（Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ）×１００００−３０ ・・・ （３）
但し、式（１）、式（２）および式（３）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ ・・・ （２）
Ｐ値＝（Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ）×１００００−３０ ・・・ （３）
但し、式（１）、式（２）および式（３）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
（２）負偏析部における［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）で算出される成分が１８％以上である上記（１）に記載の熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
（３）式（４）で算出されるＴ値が１．２以上である（１）または（２）に記載の熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｔ値＝（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ） ・・・ （４）
但し、式（４）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
Ｔ値＝（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ） ・・・ （４）
但し、式（４）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
（４）（１）〜（３）のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を加熱して熱間圧延を行う熱間圧延工程を有し、前記熱間圧延工程において、前記鋼片に対して２５〜６０％の圧下率で予備圧延し、１１００〜１２５０℃で６０分以上の熱処理を実施した後に、最終熱間圧延を行うことを特徴とする熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
本発明によれば、低温かつ４０ＭＰａ超の高圧水素ガス環境下での耐水素脆化特性と優れた熱間加工性を兼ね備えたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を提供することができる。
以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼の成分組成について説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１％以下
Ｃは、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。オーステナイト相の安定化およびＮｉ濃度のばらつき抑制により耐水素脆化特性を向上させるため、Ｃ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、過剰なＣ添加は、Ｃｒ系炭化物の析出促進によるオーステナイト相の延性低下を招き、耐水素脆化特性が低下してしまう。このため、Ｃ含有量の上限を０．１％とする必要がある。より好ましいＣ含有量の上限は０．０７％である。
Ｃは、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。オーステナイト相の安定化およびＮｉ濃度のばらつき抑制により耐水素脆化特性を向上させるため、Ｃ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、過剰なＣ添加は、Ｃｒ系炭化物の析出促進によるオーステナイト相の延性低下を招き、耐水素脆化特性が低下してしまう。このため、Ｃ含有量の上限を０．１％とする必要がある。より好ましいＣ含有量の上限は０．０７％である。
Ｓｉ：０．２〜１．２％
Ｓｉは、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。オーステナイト相の安定化により耐水素脆化特性を向上させるため、Ｓｉ含有量を０．２％以上とする必要がある。Ｓｉ含有量は０．３％以上であることが好ましい。一方、過剰なＳｉ添加は、水素脆化による割れ発生の起点となるδフェライト相の生成を促進させる。また、過剰なＳｉ添加は、シグマ相などの金属間化合物の生成も促進させ、熱間加工性や靭性低下を招く。このため、Ｓｉ含有量の上限を１．２％とする必要がある。Ｓｉ含有量は、より好ましくは１．０％以下である。
Ｓｉは、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。オーステナイト相の安定化により耐水素脆化特性を向上させるため、Ｓｉ含有量を０．２％以上とする必要がある。Ｓｉ含有量は０．３％以上であることが好ましい。一方、過剰なＳｉ添加は、水素脆化による割れ発生の起点となるδフェライト相の生成を促進させる。また、過剰なＳｉ添加は、シグマ相などの金属間化合物の生成も促進させ、熱間加工性や靭性低下を招く。このため、Ｓｉ含有量の上限を１．２％とする必要がある。Ｓｉ含有量は、より好ましくは１．０％以下である。
Ｍｎ：０．５〜２．５％
Ｍｎは、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。オーステナイト相の安定化による加工誘起マルテンサイト相の生成抑制およびＮｉ濃度のばらつき抑制により耐水素脆化特性を向上させるため、Ｍｎ含有量を０．５％以上とする必要がある。Ｍｎ含有量は０．７％以上であることが好ましい。一方、過剰なＭｎ添加は、水素脆化による割れ発生の起点となるδフェライト相の生成を促進させるため、上限を２．５％とする必要がある。Ｍｎ含有量は、より好ましくは２．１％以下である。
Ｍｎは、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。オーステナイト相の安定化による加工誘起マルテンサイト相の生成抑制およびＮｉ濃度のばらつき抑制により耐水素脆化特性を向上させるため、Ｍｎ含有量を０．５％以上とする必要がある。Ｍｎ含有量は０．７％以上であることが好ましい。一方、過剰なＭｎ添加は、水素脆化による割れ発生の起点となるδフェライト相の生成を促進させるため、上限を２．５％とする必要がある。Ｍｎ含有量は、より好ましくは２．１％以下である。
Ｐ：０．０６％以下
Ｐは、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼中に不純物として含まれる。Ｐは、熱間加工性を低下させる元素であるため、極力低減させることが好ましい。具体的には、Ｐ含有量は０．０６％以下とすることが好ましく、０．０５％以下とすることがより好ましい。しかし、Ｐ含有量の極度の低減は製鋼コストの増大に繋がるため、Ｐ含有量は０．００８％以上であることが好ましい。
Ｐは、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼中に不純物として含まれる。Ｐは、熱間加工性を低下させる元素であるため、極力低減させることが好ましい。具体的には、Ｐ含有量は０．０６％以下とすることが好ましく、０．０５％以下とすることがより好ましい。しかし、Ｐ含有量の極度の低減は製鋼コストの増大に繋がるため、Ｐ含有量は０．００８％以上であることが好ましい。
Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、熱間加工時にオーステナイト粒界に偏析し、粒界の結合力を弱めることで熱間加工時の割れを誘発する元素である。そのため、Ｓ含有量の上限を０．００８％とする必要がある。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００５％である。Ｓ含有量は、極力低減させることが好ましいため、特に下限は設けないが、極度の低減は製鋼コストの増大に繋がる。このためＳ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。
Ｓは、熱間加工時にオーステナイト粒界に偏析し、粒界の結合力を弱めることで熱間加工時の割れを誘発する元素である。そのため、Ｓ含有量の上限を０．００８％とする必要がある。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００５％である。Ｓ含有量は、極力低減させることが好ましいため、特に下限は設けないが、極度の低減は製鋼コストの増大に繋がる。このためＳ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。
Ｎｉ：１０．０〜１５．０％
Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の耐水素脆化特性を向上させる効果が最も大きい元素である。この効果を十分に得るため、Ｎｉ含有量を１０．０％以上とする必要がある。Ｎｉ含有量は１２．０％以上であることが好ましい。一方、過剰なＮｉ添加は材料コストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量の上限を１５．０％とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは１４．０％以下である。
Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の耐水素脆化特性を向上させる効果が最も大きい元素である。この効果を十分に得るため、Ｎｉ含有量を１０．０％以上とする必要がある。Ｎｉ含有量は１２．０％以上であることが好ましい。一方、過剰なＮｉ添加は材料コストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量の上限を１５．０％とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは１４．０％以下である。
Ｃｒ：１６．０〜２０．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼に要求される耐食性を得るために欠くことのできない元素である。加えて、Ｃｒは、オーステナイト系ステンレス鋼の強度上昇にも寄与する元素である。既存のＳＵＳ３１６鋼と遜色のない強度を確保するため、Ｃｒ含有量は１６．０％以上とする必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは１７．０％以上である。一方、過剰なＣｒ添加は、Ｎｉ濃度のばらつきやＣｒ系析出物促進によるオーステナイト相の延性低下を招き、耐水素脆化特性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量の上限を２０．０％とする必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは１８．５％以下である。
Ｃｒは、ステンレス鋼に要求される耐食性を得るために欠くことのできない元素である。加えて、Ｃｒは、オーステナイト系ステンレス鋼の強度上昇にも寄与する元素である。既存のＳＵＳ３１６鋼と遜色のない強度を確保するため、Ｃｒ含有量は１６．０％以上とする必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは１７．０％以上である。一方、過剰なＣｒ添加は、Ｎｉ濃度のばらつきやＣｒ系析出物促進によるオーステナイト相の延性低下を招き、耐水素脆化特性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量の上限を２０．０％とする必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは１８．５％以下である。
Ｍｏ：３．５％以下
Ｍｏは、オーステナイト系ステンレス鋼の強度上昇と耐食性向上に寄与する元素である。既存のＳＵＳ３１６鋼と同等の強度と耐食性を確保するため、Ｍｏ含有量は２％以上とすることが好ましい。一方、過剰なＭｏ添加は、Ｎｉ濃度のばらつきを助長し、材料コスト増大にも繋がる。このため、Ｍｏ含有量の上限を３．５％とする必要がある。Ｍｏ含有量のより好ましい上限は２．５％である。
Ｍｏは、オーステナイト系ステンレス鋼の強度上昇と耐食性向上に寄与する元素である。既存のＳＵＳ３１６鋼と同等の強度と耐食性を確保するため、Ｍｏ含有量は２％以上とすることが好ましい。一方、過剰なＭｏ添加は、Ｎｉ濃度のばらつきを助長し、材料コスト増大にも繋がる。このため、Ｍｏ含有量の上限を３．５％とする必要がある。Ｍｏ含有量のより好ましい上限は２．５％である。
Ｃｕ：０．０８〜０．５％
Ｃｕは、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。オーステナイト相の安定化により耐水素脆化特性を向上させるため、Ｃｕ含有量は０．０８％以上とする必要がある。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。一方、過剰なＣｕ添加は、強度低下につながり、熱間加工性も損なわれるため、Ｃｕ含有量の上限を０．５％とする必要がある。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．４％以下である。
Ｃｕは、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。オーステナイト相の安定化により耐水素脆化特性を向上させるため、Ｃｕ含有量は０．０８％以上とする必要がある。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。一方、過剰なＣｕ添加は、強度低下につながり、熱間加工性も損なわれるため、Ｃｕ含有量の上限を０．５％とする必要がある。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．４％以下である。
Ｎ：０．０１〜０．１％
Ｎは、オーステナイト相の安定化と強度上昇、さらには耐食性向上に有効な元素である。これら効果を得るため、Ｎ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、過剰なＮ添加はＣｒ系析出物の生成を促進し、オーステナイト相の耐食性や靭性を低下させる。このため、Ｎ含有量の上限を０．１％とする必要がある。Ｎ含有量は、より好ましくは０．０８％以下である。
Ｎは、オーステナイト相の安定化と強度上昇、さらには耐食性向上に有効な元素である。これら効果を得るため、Ｎ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、過剰なＮ添加はＣｒ系析出物の生成を促進し、オーステナイト相の耐食性や靭性を低下させる。このため、Ｎ含有量の上限を０．１％とする必要がある。Ｎ含有量は、より好ましくは０．０８％以下である。
Ａｌ：０．３％以下
Ａｌは、脱酸および熱間加工性の向上に有効な元素である。一方、過剰なＡｌ添加は、製造コストの著しい増加を招く。このため、Ａｌ含有量の上限を０．３％とする必要がある。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１８％である。Ａｌ含有量の下限は特に設ける必要はないが、脱酸効果を十分に得るため、Ａｌ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ａｌは、脱酸および熱間加工性の向上に有効な元素である。一方、過剰なＡｌ添加は、製造コストの著しい増加を招く。このため、Ａｌ含有量の上限を０．３％とする必要がある。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１８％である。Ａｌ含有量の下限は特に設ける必要はないが、脱酸効果を十分に得るため、Ａｌ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、脱酸および熱間加工性の向上に有効な元素である。本効果を得るため、Ｃａ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方、過剰なＣａ添加は製造コストの著しい増加を招く。このため、Ｃａ含有量の上限を０．０１％とする必要がある。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８％である。
Ｃａは、脱酸および熱間加工性の向上に有効な元素である。本効果を得るため、Ｃａ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方、過剰なＣａ添加は製造コストの著しい増加を招く。このため、Ｃａ含有量の上限を０．０１％とする必要がある。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８％である。
Ｏ：０．０１５％以下
Ｏは、鋼中で酸化物を形成することで、オーステナイト相の熱間加工性および靭性を低下させる。このため、Ｏ（酸素）含有量の上限を０．０１５％以下とする必要がある。Ｏ含有量は、好ましくは、０．０１０％以下である。Ｏ（酸素）含有量は、極力低減させることが好ましいが、極度の低減は製鋼コストの増大に繋がる。このためＯ（酸素）含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
Ｏは、鋼中で酸化物を形成することで、オーステナイト相の熱間加工性および靭性を低下させる。このため、Ｏ（酸素）含有量の上限を０．０１５％以下とする必要がある。Ｏ含有量は、好ましくは、０．０１０％以下である。Ｏ（酸素）含有量は、極力低減させることが好ましいが、極度の低減は製鋼コストの増大に繋がる。このためＯ（酸素）含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、オーステナイト粒界の結合力を高めることで、熱間加工性を向上させる元素である。本効果を得るため、Ｂ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、過剰なＢ添加は製造コストの著しい増加を招く。このため、Ｂ含有量の上限を０．００８％とする必要がある。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００５％である。
Ｂは、オーステナイト粒界の結合力を高めることで、熱間加工性を向上させる元素である。本効果を得るため、Ｂ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、過剰なＢ添加は製造コストの著しい増加を招く。このため、Ｂ含有量の上限を０．００８％とする必要がある。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００５％である。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、上記元素に加えて、さらに、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下のうちの１種または２種以上を含む。
Ｔｉ：０．５０％以下
Ｔｉは、介在物であるＡｌ２Ｏ３・ＣａＯを核とする炭窒化物の生成に必要な元素であるため、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、過剰なＴｉ添加は合金コストの増加およびオーステナイト相の靭性低下を招くため、Ｔｉ含有量の上限を０．５０％とする必要がある。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．３０％である。
Ｔｉは、介在物であるＡｌ２Ｏ３・ＣａＯを核とする炭窒化物の生成に必要な元素であるため、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、過剰なＴｉ添加は合金コストの増加およびオーステナイト相の靭性低下を招くため、Ｔｉ含有量の上限を０．５０％とする必要がある。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．３０％である。
Ｎｂ：０．５０％以下
Ｎｂは、介在物であるＡｌ２Ｏ３・ＣａＯを核とする炭窒化物の生成に必要な元素であるため、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、過剰なＮｂ添加は合金コストの増加およびオーステナイト相の靭性低下を招くため、Ｎｂ含有量の上限を０．５０％とする必要がある。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．３０％である。
Ｎｂは、介在物であるＡｌ２Ｏ３・ＣａＯを核とする炭窒化物の生成に必要な元素であるため、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、過剰なＮｂ添加は合金コストの増加およびオーステナイト相の靭性低下を招くため、Ｎｂ含有量の上限を０．５０％とする必要がある。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．３０％である。
Ｖ：０．５０％以下
Ｔｉは、介在物であるＡｌ２Ｏ３・ＣａＯを核とする炭窒化物の生成に必要な元素であるため、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、過剰なＴｉ添加は合金コストの増加およびオーステナイト相の靭性低下を招くため、Ｔｉ含有量の上限を０．５０％とする必要がある。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．３０％である。
Ｔｉは、介在物であるＡｌ２Ｏ３・ＣａＯを核とする炭窒化物の生成に必要な元素であるため、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、過剰なＴｉ添加は合金コストの増加およびオーステナイト相の靭性低下を招くため、Ｔｉ含有量の上限を０．５０％とする必要がある。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．３０％である。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼の成分組成では、上記に加え、式（１）および式（２）で算出されるＣｒｅｑとＮｉｅｑの比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）を１．５６以下とする。このことで、凝固偏析に起因したＮｉ濃度のばらつきが著しく抑制される。より好ましいＣｒｅｑとＮｉｅｑの比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）は１．５０以下である。
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ ・・・ （１）
Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ ・・・ （２）
但し、式（１）および式（２）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ ・・・ （２）
但し、式（１）および式（２）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
また、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼の成分組成では、式（３）で算出されるＰ値を−５以下に制御する。このことで、オーステナイト粒界の結合力低下に寄与するＳの影響が著しく小さくなり、熱間加工性が向上する。Ｐ値は、好ましくは−８以下である。また、Ｐ値は極力低下させることが好ましいが、過剰なＰ値の低下は製鋼コストの増加を招くため、−２８以上であることが好ましい。
Ｐ値＝（Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ）×１００００−３０ ・・・ （３）
但し、式（３）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
Ｐ値＝（Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ）×１００００−３０ ・・・ （３）
但し、式（３）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
さらに、上記の成分範囲を満たしている場合、鋼中にはＡｌ２Ｏ３・ＣａＯ介在物が生成する。上記成分組成では、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを単独あるいは複合添加しているので、Ａｌ２Ｏ３・ＣａＯ介在物を核として（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）の複合系の炭窒化物が析出する。この炭窒化物は、オーステナイト母相に対して整合析出の関係にあり、析出物と母相の界面で整合歪場が形成される。この整合歪場は水素原子のトラップサイトとして作用する。そのため、低温におけるオーステナイト系ステンレス鋼の耐水素脆化特性がより一層向上する。
整合歪場を形成するには、式（４）で算出されるＴ値を１．２以上に制御する必要がある。Ｔ値が１．２以上である場合、（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）の炭窒化物が十分に析出するため、水素原子のトラップ効果が十分に得られる。Ｔ値は、水素原子のトラップ効果をより一層向上させるために、１．２５以上であることがより好ましい。また、過剰なＴ値の増加は、合金コストの増加およびオーステナイト相の延性低下を招く。このため、Ｔ値は５．５以下であることが好ましい。
Ｔ値＝（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ） ・・・ （４）
但し、式（４）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
Ｔ値＝（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ） ・・・ （４）
但し、式（４）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
また、鋼中に含まれる負偏析部において、［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）を１８．０％以上とすることで耐水素脆化特性が向上する傾向が表れる。高圧水素ガス中で引張試験片を行った場合、延性の低下が確認された試験片では、割れを伴った脆性的な破面が観察される。この割れの生成・伝ぱ経路は、Ｎｉ量とＣｒ量が関係している。上記［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］が１８．０％未満の領域は、オーステナイト相の耐水素脆化特性が周辺と比べて低いため、優先的な割れの生成・伝ぱ経路となる。上記［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］が１９．０％以上の領域では、このような割れの生成は認められない。したがって、［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］は１９．０％以上であることが好ましい。
鋼中のＮｉおよびＣｒの濃度分布は、例えば、電子線プローブマイクロアナライザーの線分析により測定できる。
鋼中のＮｉおよびＣｒの濃度分布は、例えば、電子線プローブマイクロアナライザーの線分析により測定できる。
「製造方法」
次に、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。本発明のオーステナイト系ステンレス鋼を製造するには、まず、上記の成分組成からなるステンレス鋼を溶製し、スラブなどの鋼片を製造する。次に、鋼片を所定の温度に加熱して熱間圧延を行う（熱間圧延工程）。熱間圧延工程においては、オーステナイト系ステンレス鋼の耐水素脆化特性を向上させるために、最終熱間圧延前に予備圧延（中間熱延）および熱処理を行うことが好ましい。なお、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、鋼板に限定されるものではない。したがって、鋼片は、スラブに限定されるものではなく、目的の製品（棒、管等）の形状に対して、好ましい形状の鋼片（ビレット、ブルーム等）を選択しても達成可能であることは言うまでもない。
次に、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。本発明のオーステナイト系ステンレス鋼を製造するには、まず、上記の成分組成からなるステンレス鋼を溶製し、スラブなどの鋼片を製造する。次に、鋼片を所定の温度に加熱して熱間圧延を行う（熱間圧延工程）。熱間圧延工程においては、オーステナイト系ステンレス鋼の耐水素脆化特性を向上させるために、最終熱間圧延前に予備圧延（中間熱延）および熱処理を行うことが好ましい。なお、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、鋼板に限定されるものではない。したがって、鋼片は、スラブに限定されるものではなく、目的の製品（棒、管等）の形状に対して、好ましい形状の鋼片（ビレット、ブルーム等）を選択しても達成可能であることは言うまでもない。
以下、最終熱間圧延前の中間熱延および熱処理の条件について詳細な説明を行う。
中間熱延は、鋼片に対して２５〜６０％の圧下率で行う。中間熱延により導入された歪は、熱処理時の合金元素の拡散を促進させ、オーステナイト系ステンレス鋼中のＮｉ負偏析を軽減する。本効果を十分に得るためには、２５％以上の圧下率が必要である。より好ましい圧下率は４０％以上である。また、中間熱延での過剰な圧延は、最終熱間圧延における圧下率不足を招き、最終製品の粗粒化による強度低下および耐水素ガス脆化特性の低下に繋がる。このため、圧下率の上限を６０％とすることが好ましい。より好ましい圧下率は５０％以下である。
中間熱延は、鋼片に対して２５〜６０％の圧下率で行う。中間熱延により導入された歪は、熱処理時の合金元素の拡散を促進させ、オーステナイト系ステンレス鋼中のＮｉ負偏析を軽減する。本効果を十分に得るためには、２５％以上の圧下率が必要である。より好ましい圧下率は４０％以上である。また、中間熱延での過剰な圧延は、最終熱間圧延における圧下率不足を招き、最終製品の粗粒化による強度低下および耐水素ガス脆化特性の低下に繋がる。このため、圧下率の上限を６０％とすることが好ましい。より好ましい圧下率は５０％以下である。
中間熱延後、１１００〜１２５０℃で６０分以上の熱処理を行うことが好ましい。熱処理温度が１１００以上であると、中間熱延後のオーステナイト系ステンレス鋼において、合金元素の拡散をより一層促進させることができる。熱処理温度が高くなるほど、合金元素の拡散は促進される。より好ましい熱処理温度は、１１５０℃以上である。しかし、熱処理温度が高すぎると、鋼材の異常酸化による研削工程の追加等による生産コストの増加を招く場合がある。このため、熱処理温度の上限を１２５０℃とすることが好ましい。より好ましい熱処理温度は１２００℃以下である。
熱処理温度が１１００〜１２５０℃である場合、熱処理時間を６０分以上とすることで、オーステナイト系ステンレス鋼中の合金元素の拡散によるＮｉ負偏析を軽減させることができる。熱処理を行うことによる効果は、熱処理時間６０分にて飽和するため、特に上限を設ける必要はない。
表１〜表３の化学成分を有するステンレス鋼を溶製し、スラブを製造した。その後、スラブを加熱して、熱間圧延を行うことにより、厚さ１５ｍｍの熱延焼鈍板を作製した。なお、熱間圧延としては、表３に示す条件で、中間熱延、中間熱処理、厚さ１５ｍｍまでの最終熱間圧延、熱処理温度が１０５０℃で熱処理時間が４分である熱延板熱処理をこの順で行った。また、表１〜表３に示す試験片Ｄ１〜Ｄ７は、中間熱延および中間熱処理の条件を変化させて作製した熱延焼鈍板である。
表２において（−）は、意図的に添加していないことを示す。
表３において「Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ」は上記の式（１）および式（２）で算出されるＣｒｅｑとＮｉｅｑの比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）であり、「Ｐ値」は上記の式（３）で算出される値であり、「Ｔ値」は上記の式（４）で算出される値である。
表３において「Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ」は上記の式（１）および式（２）で算出されるＣｒｅｑとＮｉｅｑの比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）であり、「Ｐ値」は上記の式（３）で算出される値であり、「Ｔ値」は上記の式（４）で算出される値である。
表３に示す「［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］」は、鋼中の負偏析部における上記式で算出される成分であって、以下に示す方法により求めた値である。上記の方法により作製した厚さ１５ｍｍの熱延焼鈍板から、圧延方向と垂直な面が観察面となるように試験片を切り出した。その後、試験片を樹脂に埋め込み、鏡面研磨を行った。そして、電子線プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて、樹脂に埋め込んだ試験片の線分析を行い、板表層から中心部のＮｉ量およびＣｒ量の濃度分布を調査した。Ｎｉ量およびＣｒ量の濃度分布の分析は、各鋼種に対して３視野で実施し、最も［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）が小さい値を、その鋼種の負偏析部における［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］の値（質量％）とした。
次に、各鋼種の熱延焼鈍板について、以下に示す方法により、耐水素脆化特性と熱間加工性とを評価した。
「耐水素脆化特性」
上記の熱延焼鈍板の長手方向・中心部から、外径７ｍｍ、長さ３５ｍｍの平行部を持ち、標点間距離が２５ｍｍの丸棒引張試験片を採取した。この丸棒引張試験片を用いて、（１）大気中引張試験と、（２）高圧水素ガス中引張試験を行った。
「耐水素脆化特性」
上記の熱延焼鈍板の長手方向・中心部から、外径７ｍｍ、長さ３５ｍｍの平行部を持ち、標点間距離が２５ｍｍの丸棒引張試験片を採取した。この丸棒引張試験片を用いて、（１）大気中引張試験と、（２）高圧水素ガス中引張試験を行った。
（１）の大気中引張試験は、試験温度：常温、−５０℃、−７０℃、試験環境：大気、クロスヘッド速度：０．０２８ｍｍ／秒の条件で実施した。
（２）の高圧水素ガス中引張試験は、試験環境を１０５ＭＰａ水素中としたこと以外は、（１）の大気中引張試験と同様にして実施した。
そして「（高圧水素ガス中での絞り／大気中での絞り）×１００（％）」の値を算出し、この値が８０％以上のものを、高圧水素ガス中での耐水素脆化特性が合格であると評価した。その結果を表４に示す。
（２）の高圧水素ガス中引張試験は、試験環境を１０５ＭＰａ水素中としたこと以外は、（１）の大気中引張試験と同様にして実施した。
そして「（高圧水素ガス中での絞り／大気中での絞り）×１００（％）」の値を算出し、この値が８０％以上のものを、高圧水素ガス中での耐水素脆化特性が合格であると評価した。その結果を表４に示す。
「熱間加工性」
熱間加工性は、サーモレスタ試験により、１２００℃および１１００℃で評価した。上記の熱延焼鈍板から、直径８ｍｍ長さ１１０ｍｍの試験片を、板の長手方向・中心部から採取した。試験片は、室温から１２００℃まで６０秒かけて昇温し、６０秒保持した。１２００℃で評価する場合、１２００℃での６０秒保持後に引張試験を行った。１１００℃で評価する場合、１２００℃で６０秒保持後、２０℃／秒で１１００℃まで冷却し、その後、６０秒保持してから、引張試験を行った。なお、いずれの試験温度においても、引張試験におけるクロスヘッド速度は２０ｍｍ／秒とした。そして、各試験温度において、絞りの値が６０％以上のものを、熱間加工性が合格であると評価した。その結果を表４に示す。
熱間加工性は、サーモレスタ試験により、１２００℃および１１００℃で評価した。上記の熱延焼鈍板から、直径８ｍｍ長さ１１０ｍｍの試験片を、板の長手方向・中心部から採取した。試験片は、室温から１２００℃まで６０秒かけて昇温し、６０秒保持した。１２００℃で評価する場合、１２００℃での６０秒保持後に引張試験を行った。１１００℃で評価する場合、１２００℃で６０秒保持後、２０℃／秒で１１００℃まで冷却し、その後、６０秒保持してから、引張試験を行った。なお、いずれの試験温度においても、引張試験におけるクロスヘッド速度は２０ｍｍ／秒とした。そして、各試験温度において、絞りの値が６０％以上のものを、熱間加工性が合格であると評価した。その結果を表４に示す。
表４に示すように、本発明の実施例である試験片Ａ１〜Ａ６、Ｂ１〜Ｂ５、Ｃ１〜Ｃ４、Ｄ１〜Ｄ７は、常温、−５０℃、−７０℃のいずれの温度においても耐水素脆化特性の評価が８０％以上であり、しかも、１２００℃および１１００℃における熱間加工性の評価が６０％以上であり、合格であった。
試験片Ａ１〜Ａ６は、Ｔ値が好ましい範囲内のものである。試験片Ａ１〜Ａ６は、−７０℃の耐水素脆化特性の評価が８５％以上であり、優れた耐水素脆化特性を有しつつ、優れた熱間加工性を示すことが確認できた。
試験片Ｂ１〜Ｂ５は、［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］が１９％以上であって、Ｔ値が好ましい範囲内である。試験片Ｂ１〜Ｂ５は、常温、−５０℃、−７０℃のいずれの温度においても耐水素脆化特性の評価が９８％以上であり、極めて高い耐水素脆化特性を有しつつ、優れた熱間加工性を示すことが確認できた。
試験片Ｂ１〜Ｂ５は、［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］が１９％以上であって、Ｔ値が好ましい範囲内である。試験片Ｂ１〜Ｂ５は、常温、−５０℃、−７０℃のいずれの温度においても耐水素脆化特性の評価が９８％以上であり、極めて高い耐水素脆化特性を有しつつ、優れた熱間加工性を示すことが確認できた。
試験片Ｃ３は、［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］が１８％未満であり、中間熱処理温度が１１００℃未満の例である。試験片Ｃ４は、［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］が１８％未満であり、中間熱処理時間が６０分未満の例である。試験片Ｃ３およびＣ４においても、試験片Ｅ１〜Ｅ９と比較して良好な耐水素脆化特性が得られることが確認できた。
試験片Ｄ３およびＤ７は、好ましい条件で中間熱延および中間熱処理を行ったものである。このため、試験片Ｄ３およびＤ７では、−７０℃における耐水素脆化特性の評価が９８％以上となり、極めて良好であった。また、試験片Ｄ３およびＤ７は、中間熱延および中間熱処理を実施していない試験片Ｄ１と比較して、耐水素脆化特性の評価が良好であった。また、試験片Ｄ１、Ｄ２、Ｄ４〜Ｄ６の結果から、好ましい条件外で中間熱延および中間熱処理を行ったＤ２、Ｄ４〜Ｄ６では、中間熱延および中間熱処理を行うことによる効果が認められなかった。
試験片Ｅ１およびＥ２は、「Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ」が本発明の範囲を満たしていない。そのため、試験片Ｅ１およびＥ２では、鋼中のＮｉ濃度変動が大きくなり、耐水素脆化特性を維持するために必要な［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］量が確保できず、耐水素脆化特性の評価が低くなったと推定される。
試験片Ｅ３およびＥ４は、Ｐ値が本発明の範囲を満たしていない。その結果、熱間加工性の評価が低くなった。さらに、試験片Ｅ３およびＥ４では、熱延焼鈍板を作製する時の熱間圧延時に生成したと思われる欠陥が起点となり、−７０℃における耐水素脆化特性を低下させたと推定される。
試験片Ｅ３およびＥ４は、Ｐ値が本発明の範囲を満たしていない。その結果、熱間加工性の評価が低くなった。さらに、試験片Ｅ３およびＥ４では、熱延焼鈍板を作製する時の熱間圧延時に生成したと思われる欠陥が起点となり、−７０℃における耐水素脆化特性を低下させたと推定される。
試験片Ｅ５は、Ｎｉ量が本発明の範囲を満たしていない。その結果、耐水素脆化特性を維持するために必要な［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］量が確保できず、耐水素脆化特性の評価が低くなったと推定される。
試験片Ｅ６は、Ｃｒ量が本発明の範囲を満たしていない。その結果、オーステナイト相の延性が低下し、−５０℃、−７０℃における耐水素脆化特性の評価が低くなったと推定される。
試験片Ｅ６は、Ｃｒ量が本発明の範囲を満たしていない。その結果、オーステナイト相の延性が低下し、−５０℃、−７０℃における耐水素脆化特性の評価が低くなったと推定される。
試験片Ｅ７は、Ｍｏ量が本発明の範囲を満たしていない。その結果、鋼中のＮｉ濃度変動が大きくなり、耐水素脆化特性を維持するために必要な［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］量が確保できず、耐水素脆化特性の評価が低くなったと推定される。
試験片Ｅ８およびＥ９は、Ｍｎ量が本発明の範囲を満たしていない。Ｍｎ量が少ない試験片Ｅ９の場合はオーステナイト相の安定度が不足し、Ｍｎ量が多い試験片Ｅ８の場合はδフェライト相の生成により、耐水素脆化特性の評価が低くなったと推定される。
試験片Ｅ８およびＥ９は、Ｍｎ量が本発明の範囲を満たしていない。Ｍｎ量が少ない試験片Ｅ９の場合はオーステナイト相の安定度が不足し、Ｍｎ量が多い試験片Ｅ８の場合はδフェライト相の生成により、耐水素脆化特性の評価が低くなったと推定される。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、−７０℃までの低温かつ４０ＭＰａ超の高圧の水素ガス中で極めて優れた耐水素脆化特性が得られる。このため、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、圧力が４０ＭＰａを超える水素ガスを貯蔵する高圧水素ガス用タンク、高圧水素用ガスタンクライナー、高圧水素ガスおよび液体水素用配管の材料として適用可能である。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．２〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：１０．０〜１５．０％、Ｃｒ：１６．０〜２０．０％、Ｍｏ：２〜３．５％、Ｃｕ：０．０８〜０．５％、Ｎ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：０．０１〜０．３％、Ｃａ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１５％以下、Ｂ：０．０００１〜０．００８％を含有し、
さらに、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下のうちの１種または２種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式（１）および式（２）で算出されるＣｒｅｑとＮｉｅｑの比（Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ）が１．５６以下、
式（３）で算出されるＰ値が−５以下であることを特徴とする熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ ・・・ （１）
Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ ・・・ （２）
Ｐ値＝（Ｓ＋Ｏ−０．８Ｃａ）×１００００−３０ ・・・ （３）
但し、式（１）、式（２）および式（３）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 - 負偏析部における［Ｎｉ］＋０．３７［Ｃｒ］（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）で算出される成分が１８％以上である請求項１に記載の熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
- 式（４）で算出されるＴ値が１．２以上である請求項１または請求項２に記載の熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｔ値＝（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ）／（Ｃ＋Ｎ） ・・・ （４）
但し、式（４）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 - 請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の成分組成からなる鋼片を加熱して熱間圧延を行う熱間圧延工程を有し、前記熱間圧延工程において、前記鋼片に対して２５〜６０％の圧下率で予備圧延し、１１００〜１２５０℃で６０分以上の熱処理を実施した後に、最終熱間圧延を行うことを特徴とする熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2014073690A JP6326265B2 (ja) | 2014-03-31 | 2014-03-31 | 熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2014073690A JP6326265B2 (ja) | 2014-03-31 | 2014-03-31 | 熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015196842A JP2015196842A (ja) | 2015-11-09 |
| JP6326265B2 true JP6326265B2 (ja) | 2018-05-16 |
Family
ID=54546732
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2014073690A Active JP6326265B2 (ja) | 2014-03-31 | 2014-03-31 | 熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6326265B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109504826B (zh) * | 2018-12-22 | 2022-03-15 | 佛山培根细胞新材料有限公司 | 一种含铜钒高强度高耐蚀不锈钢及其制备方法 |
| JP7395737B2 (ja) * | 2020-06-02 | 2023-12-11 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| KR20230059478A (ko) * | 2021-10-26 | 2023-05-03 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연강판 및 그 제조방법 |
| CN114941107B (zh) * | 2022-05-31 | 2023-09-29 | 哈尔滨汽轮机厂有限责任公司 | 630℃超超临界汽轮机叶片用奥氏体不锈钢材料的制备方法 |
| CN115821153A (zh) * | 2022-06-27 | 2023-03-21 | 浙江吉森金属科技有限公司 | 一种温度传感器外壳用不锈钢及其制造方法 |
| WO2024009897A1 (ja) * | 2022-07-04 | 2024-01-11 | 日鉄ステンレス株式会社 | タンク用熱間圧延鋼材及びその製造方法 |
| US20240247331A1 (en) | 2023-01-20 | 2024-07-25 | Daido Steel Co., Ltd. | Austenitic stainless steel for high-pressure hydrogen gas or liquid hydrogen, and manufacturing method therefor |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60149748A (ja) * | 1984-01-13 | 1985-08-07 | Nippon Steel Corp | 熱間加工性の優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
| JPS61139651A (ja) * | 1984-12-10 | 1986-06-26 | Nippon Steel Corp | 耐銹性と冷間加工性に優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
| JP3409965B2 (ja) * | 1996-05-22 | 2003-05-26 | 川崎製鉄株式会社 | 深絞り性に優れるオーステナイト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2003213379A (ja) * | 2002-01-21 | 2003-07-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐食性に優れたステンレス鋼 |
| IT1390900B1 (it) * | 2008-08-06 | 2011-10-19 | Thyssenkrupp Acciai Speciali | Acciaio inossidabile ferritico. |
| JP5850763B2 (ja) * | 2012-02-27 | 2016-02-03 | 日新製鋼株式会社 | ステンレス鋼拡散接合製品 |
-
2014
- 2014-03-31 JP JP2014073690A patent/JP6326265B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2015196842A (ja) | 2015-11-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6326265B2 (ja) | 熱間加工性と耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP5713152B2 (ja) | 水素用鋼構造物ならびに水素用蓄圧器および水素用ラインパイプの製造方法 | |
| JP5494167B2 (ja) | 極低温用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6589535B2 (ja) | 低温用厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP6492163B2 (ja) | 耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP5278188B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 | |
| JP5928394B2 (ja) | 高圧水素ガス中の耐水素脆化特性に優れた水素用鋼構造物ならびに水素用蓄圧器および水素用ラインパイプの製造方法 | |
| JP6684620B2 (ja) | 耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法、ならびに高圧水素ガスおよび液体水素環境中で用いる水素用機器 | |
| JP5842537B2 (ja) | 高圧水素貯蔵容器用高強度鋼材 | |
| JP6394835B1 (ja) | 低温用ニッケル含有鋼板およびそれを用いた低温用タンク | |
| JP5521712B2 (ja) | 強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼およびその製造方法 | |
| EP3677700B1 (en) | High-mn steel and production method therefor | |
| US20160281187A1 (en) | High strength austenitic stainless steel having excellent resistance to hydrogen embrittlement, method for manufacturing the same, and hydrogen equipment used for high-pressure hydrogen gas and liquid hydrogen environment | |
| JP5849609B2 (ja) | 高圧水素貯蔵用鋼材 | |
| JP5640899B2 (ja) | ラインパイプ用鋼材 | |
| JPWO2019082326A1 (ja) | 低温用ニッケル含有鋼 | |
| JP5565050B2 (ja) | 強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた９Ｎｉ鋼 | |
| EP3686306B1 (en) | Steel plate and method for manufacturing same | |
| KR101867111B1 (ko) | 전자 빔 용접 조인트 및 전자 빔 용접용 강재와 그 제조 방법 | |
| JP2010090406A (ja) | 低降伏比低温用鋼、およびその製造方法 | |
| JP2018123419A (ja) | 低温用ニッケル含有鋼材およびそれを用いた低温用タンク | |
| JP7177924B2 (ja) | 耐腐食性に優れた極低温用オーステナイト系高マンガン鋼材及びその製造方法 | |
| JP2018123418A (ja) | 低温用ニッケル含有鋼材およびそれを用いた低温用タンク | |
| JP2018123416A (ja) | 低温用ニッケル含有鋼材およびそれを用いた低温用タンク | |
| JP2018123417A (ja) | 低温用ニッケル含有鋼材およびそれを用いた低温用タンク |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20161109 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20170913 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20171017 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20171206 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20180320 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20180416 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6326265 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R371 | Transfer withdrawn |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R371 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |