(57)【要約】【課題】強度と耐水素脆化性と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を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃｒ：１０．５〜２０．０％、Ｎｉ：１０．０％以上、Ｎ：０．０２０〜０．５００％、を含有し、Ｍｄ３０の値が、−１８０〜−２０（℃）であり、平均結晶粒径が、１０．０μｍ以下であり、表層部におけるオーステナイト相の平均格子常数と中心部におけるオーステナイト相の平均格子常数との差である、平均格子常数差が０．００３Å以上であり、表層部において、オーステナイト相量が、９８．０％以上である、オーステナイト系ステンレス鋼。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃｒ：１０．５〜２０．０％、
Ｎｉ：１０．０％以上、
Ｎ：０．０２０〜０．５００％、
を含有し、
下記（ｉ）式で示されるＭｄ３０の値が、−１８０〜−２０（℃）であり、
平均結晶粒径が、１０．０μｍ以下であり、
Ｘ線回折の回折ピークに基づき下記（ii）式を用いて、オーステナイト相の平均格子常数を算出する場合に、表層部におけるオーステナイト相の平均格子常数と中心部におけるオーステナイト相の平均格子常数との差である、平均格子常数差が０．００３Å以上であり、
表層部において、下記（iii）式で算出されるオーステナイト相量が、９８．０％以上である、オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｍｄ３０（℃）＝４９７−４６２Ｃ−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−２０Ｎｉ−１８．７Ｍｏ    ・・・（ｉ）
ｄＡｖｅ．＝｛ｄγ（１１１）×Ｉγ（１１１）＋ｄγ（２００）×Ｉγ（２００）＋ｄγ（２２０）×Ｉγ（２２０）＋ｄγ（３１１）×Ｉγ（３１１）｝／｛Ｉγ（１１１）＋Ｉγ（２００）＋Ｉγ（２２０）＋Ｉγ（３１１）｝    ・・・（ii）
ｒ＝１００×ΣＩγ／ΣＩ全    ・・・（iii）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとし、上記（ii）および(iii)式中の各記号は以下により定義される。
ｄＡｖｅ．：オーステナイト相の平均格子常数
ｄγ（ｈｋｌ）：オーステナイト相の（ｈｋｌ)面の回折ピークより算出される格子常数（Å)
Ｉγ（ｈｋｌ）：オーステナイト相の（ｈｋｌ)面の回折ピークの積分強度（ｃｐｓ）
ｒ：オーステナイト相量
ΣＩγ：測定された全てのオーステナイト相の回折ピークの積分強度の和（ｃｐｓ）
ΣＩ全：測定された全ての回折ピークの積分強度の和（ｃｐｓ）
【請求項２】
前記平均格子常数差が、０．０３Å以上である、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ｐ：０．０４５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１０．５〜２０．０％、
Ｎｉ：１０．０％以上、
Ｎ：０．０２０〜０．５００％、
Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｖ：０〜０．５％、
残部：Ｆｅおよび不純物である、請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法であって、
（ａ）鋼片を熱間加工し、加工材とする工程と、
（ｂ）前記加工材を、２０℃以下の温度で、かつ断面減少率が８０％以上の条件で、冷間加工する工程と、
（ｃ）冷間加工がされた前記加工材を、７００〜１０００℃の範囲の温度で保持する熱処理する工程と、
（ｄ）前記加工材に窒素を吸収させ、Ｎ含有量を請求項１に記載の範囲とする工程と、
を有する、請求項１〜３のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項５】
前記（ｃ）の工程と前記（ｄ）の工程とを同時に行う、請求項４に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項６】
前記（ｂ）の工程の後、前記（ｃ）の工程の前に、
（ｅ）曲げ曲げ戻し加工を行う工程を、
さらに有する、請求項４および５に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項７】
前記（ｂ）の工程の後、前記（ｅ）の工程の前に、
（ｆ）溶接する工程を、
さらに有する、請求項６に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項８】
前記鋼片の化学組成において、Ｎ含有量が０．０２０％未満であり、Ｎを除く各元素の含有量が請求項３に記載の範囲であり、かつ前記Ｍｄ３０の値が−１８０〜−２０（℃）の範囲である、請求項４〜７のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、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。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境負荷を低減するという観点から、二酸化炭素等の温室効果ガスの排出を抑制する試みがなされている。このような観点から、燃料電池は、温室効果ガスを排出しないクリーンなエネルギー源として注目されており、自動車等の輸送機関、家庭用または商業用の電源等、広汎な分野での普及が期待されている。
【０００３】
燃料電池は、一般に水素を燃料として使用する場合が多い。水素は、非常に小さな元素であり、金属材料においては、材料中に侵入し、脆化を引き起こすことが知られている。燃料電池の広汎な普及を実現する上で、燃料電池自体、水素貯蔵タンク、および水素を供給する配管等に用いられる金属材料には、高濃度で水素が存在する環境であっても水素脆化を抑制することが要求される。
【０００４】
上述した環境下においては、オーステナイト系ステンレス鋼の使用が検討されており、例えば、特許文献１および２には、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が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００９−１３３００１号公報
【特許文献２】特開２０１４−１１４４７１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
燃料電池の燃料として用いられる水素は、高い圧力で圧縮される。このため、上述の水素貯蔵タンク等に用いられるオーステナイト系ステンレス鋼などでは、燃料の輸送効率などの観点から、さらに高い強度が要求されつつある。一方、オーステナイト系ステンレス鋼のような金属材料は、強度が高くなる程、水素脆化が生じやすくなる。したがって、上述した水素ガス使用環境下に用いられるオーステナイト系ステンレス鋼では、強度と耐水素脆化特性とのバランスを両立するのが難しいという課題がある。
【０００７】
特許文献１および２に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、強度および耐水素脆化性について、改善の余地があると考えられる。
【０００８】
以上を踏まえ、本発明は、上記課題を解決し、強度と耐水素脆化性と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】
【０００９】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を要旨とする。
【００１０】
（１）質量％で、
Ｃｒ：１０．５〜２０．０％、
Ｎｉ：１０．０％以上、
Ｎ：０．０２０〜０．５００％、
を含有し、
下記（ｉ）式で示されるＭｄ３０の値が、−１８０〜−２０（℃）であり、
平均結晶粒径が、１０．０μｍ以下であり、
Ｘ線回折の回折ピークに基づき下記（ii）式を用いて、オーステナイト相の平均格子常数を算出する場合に、表層部におけるオーステナイト相の平均格子常数と中心部におけるオーステナイト相の平均格子常数との差である、平均格子常数差が０．００３Å以上であり、
表層部において、下記（iii）式で算出されるオーステナイト相量が、９８．０％以上である、オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｍｄ３０（℃）＝４９７−４６２Ｃ−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−２０Ｎｉ−１８．７Ｍｏ    ・・・（ｉ）
ｄＡｖｅ．＝｛ｄγ（１１１）×Ｉγ（１１１）＋ｄγ（２００）×Ｉγ（２００）＋ｄγ（２２０）×Ｉγ（２２０）＋ｄγ（３１１）×Ｉγ（３１１）｝／｛Ｉγ（１１１）＋Ｉγ（２００）＋Ｉγ（２２０）＋Ｉγ（３１１）｝    ・・・（ii）
ｒ＝１００×ΣＩγ／ΣＩ全    ・・・（iii）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとし、上記（ii）および(iii)式中の各記号は以下により定義される。
ｄＡｖｅ．：オーステナイト相の平均格子常数
ｄγ（ｈｋｌ）：オーステナイト相の（ｈｋｌ)面の回折ピークより算出される格子常数（Å)
Ｉγ（ｈｋｌ）：オーステナイト相の（ｈｋｌ)面の回折ピークの積分強度（ｃｐｓ）
ｒ：オーステナイト相量
ΣＩγ：測定された全てのオーステナイト相の回折ピークの積分強度の和（ｃｐｓ）
ΣＩ全：測定された全ての回折ピークの積分強度の和（ｃｐｓ）
【００１１】
（２）前記平均格子常数差が、０．０３Å以上である、上記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
【００１２】
（３）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ｐ：０．０４５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：１０．５〜２０．０％、
Ｎｉ：１０．０％以上、
Ｎ：０．０２０〜０．５００％、
Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｖ：０〜０．５％、
残部：Ｆｅおよび不純物である、上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
【００１３】
（４）オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法であって、
（ａ）鋼片を熱間加工し、加工材とする工程と、
（ｂ）前記加工材を、２０℃以下の温度で、かつ断面減少率が８０％以上の条件で、冷間加工する工程と、
（ｃ）冷間加工がされた前記加工材を、７００〜１０００℃の範囲の温度で保持する熱処理する工程と、
（ｄ）前記加工材に窒素を吸収させ、Ｎ含有量を請求項１に記載の範囲とする工程と、
を有する、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【００１４】
（５）前記（ｃ）の工程と前記（ｄ）の工程とを同時に行う、上記（４）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【００１５】
（６）前記（ｂ）の工程の後、前記（ｃ）の工程の前に、
（ｅ）曲げ曲げ戻し加工を行う工程を、
さらに有する、上記（４）および（５）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【００１６】
（７）前記（ｂ）の工程の後、前記（ｅ）の工程の前に、
（ｆ）溶接する工程を、
さらに有する、上記（６）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【００１７】
（８）前記鋼片の化学組成において、Ｎ含有量が０．０２０％未満であり、Ｎを除く各元素の含有量が上記（３）に記載の範囲であり、かつ前記Ｍｄ３０の値が−１８０〜−２０（℃）の範囲である、上記（４）〜（７）のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、強度と耐水素脆化性とに優れたオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明者らは、強度と耐水素脆化性とに優れたオーステナイト系ステンレス鋼を得るために、種々の検討を行った。その結果、以下の（ａ）〜（ｆ）の知見を得た。
【００２０】
（ａ）オーステナイト系ステンレス鋼の中には、加工等を行なった場合、変態が生じ、マルテンサイト相を形成するものがある。マルテンサイト相、具体的には、加工誘起マルテンサイトには、水素が容易に侵入し、水素脆化が生じる。したがって、オーステナイト相を安定化させ、上述のマルテンサイト相への変態を抑制することが重要である。オーステナイト相を安定化させるため、オーステナイト安定化元素であるＮｉを所定量含有させることが有効である。
【００２１】
（ｂ）高い強度を得るためには、結晶粒を微細化することが有効である。しかしながら、オーステナイト単相の金属組織では、常法の製造方法を用いた場合、結晶粒の微細化に限界がある。このため、上述したオーステナイト相とマルテンサイト相との間の変態を利用し、結晶粒の微細化を行うことが有効である。
【００２２】
（ｃ）具体的には、製造時において、強加工または低温での加工により、オーステナイト相からマルテンサイト相への変態を生じさせる。その後、オーステナイト変態が生じる温度以上で、熱処理を行い、今度は、マルテンサイト相からオーステナイト相への変態（以下、「逆変態」ともいう。）を生じさせる。オーステナイト相からマルテンサイト相への変態の際に、ひずみが蓄積され、この蓄積されたひずみにより、逆変態の際に、結晶粒が微細化する。この結果、高い強度、および良好な強度と伸びとのバランスを得るとともに、結晶粒微細化によりオーステナイト安定度を向上させることができる。
【００２３】
（ｄ）しかしながら、そのままの金属組織では、再度、加工等が行われた場合、変態を生じてしまう。このため、熱処理と併せて、または、熱処理とは別に、オーステナイト系ステンレス鋼に、表面から窒素を吸収、固溶させるのが有効である。
【００２４】
結晶粒が微細化したオーステナイト系ステンレス鋼は、粒界密度が上昇している。このため、比較的低温であっても窒素が十分に吸収される。窒素は、強力なオーステナイト安定化元素である。したがって、窒素が固溶することにより、オーステナイト相が安定化し、その後、加工を行ってもマルテンサイト変態が生じなくなる。
【００２５】
この結果、耐水素脆化性が向上する。また、窒素は侵入型固溶元素であり、結晶格子間に侵入することで固溶する。水素脆化の要因である水素も、窒素同様に侵入型固溶元素であり、鋼の表面から結晶格子間に侵入すると考えられる。ここで、窒素が予め表面に侵入、固溶していることで、水素が侵入しにくくなる。この結果、耐水素脆化性が向上する可能性があると考えられる。
【００２６】
（ｅ）加えて、オーステナイト系ステンレス鋼に固溶した窒素は、強度と伸びとのバランスを良好にする。
【００２７】
（ｆ）以上を踏まえ、加工等によりマルテンサイト相が形成するが、その後の窒素の吸収により、オーステナイト相を安定化させることができるよう、オーステナイト系ステンレス鋼の化学組成を調整することが必要である。
【００２８】
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００２９】
１．オーステナイト系ステンレス鋼
１−１．化学組成
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃｒ：１０．５〜２０．０％、Ｎｉ：１０．０％以上、Ｎ：０．０２０〜０．５００％、を含有する。これらの元素に加え、他の具体的な化学組成について、説明する。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００３０】
Ｃｒ：１０．５〜２０．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼において、重要な元素であり、耐食性を得るために有効な元素である。また、窒素の吸収を促進する。このため、Ｃｒ含有量は、１０．５％以上とする。しかしながら、Ｃｒは、フェライト安定化元素であることから、Ｃｒを過剰に含有させると、オーステナイト相が不安定となる。また、Ｃ、および／またはＮと化合物を形成する可能性が高くなる。この結果、耐食性が低下する。このため、Ｃｒ含有量は、２０．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、１１．０％以上とするのが好ましく、１２．０％以上とするのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は１９．４％以下とするのが好ましく、１９．０％以下とするのがより好ましい。
【００３１】
Ｎｉ：１０．０％以上
Ｎｉは、強力なオーステナイト安定化合金元素であり、オーステナイト相を安定化させ水素脆化を抑制する効果を有する。このため、Ｎｉ含有量は１０．０％以上とする。Ｎｉ含有量は、１２．０％超とするのが好ましい。しかしながら、Ｎｉは高価かつ希少な合金元素であるため、過剰な含有は望ましくない。
【００３２】
ここで、ステンレス鋼を構成する元素であるＣｒを１０．５％含有し、後述するＭｄ３０の値を−１８０℃とした場合、Ｎｉの上限値は約２７％となる。ただし、Ｍｄ３０の値を調整するために、その他の元素を０％とすることも困難である。このため、Ｎｉ含有量は、２０．０％以下とするのが好ましく、１９．０％以下とするのがより好ましく、１６．０％以下とするのがさらに好ましい。
【００３３】
Ｎ：０．０２０〜０．５００％
Ｎは、強力なオーステナイト安定化元素でかつ固溶強化元素である。このため、Ｎ含有量は、０．０２０％以上とする。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、窒化物を形成するため、強度および耐食性の面から好ましくない。このため、Ｎ含有量は０．５００％以下とする。Ｎ含有量は、０．０５０％以上とするのが好ましく、０．０７０％以上とするのがより好ましい。また、Ｎ含有量は、０．４６０％以下とするのが好ましく、０．４００％以下とするのがより好ましい。
【００３４】
ここで、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、表面側から、窒素を吸収、固溶させる。このため、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、表面付近の方が、窒素が濃化し、表面側と鋼の中心部とでは、窒素の固溶量の差が生じると考えられ、後述するが、表面におけるＮ含有量は、中心部と比較し、約０．１％以上高くなると考えられる。
【００３５】
そして、上述のＮ含有量は、窒素吸収後のオーステナイト系ステンレス鋼全体において、Ｎ含有量を平均化した際の値である。例えば、鋼板等の場合は、窒素吸収後の鋼板の全厚において平均化した値である。したがって、他の元素と同様に測定することができる。
【００３６】
なお、窒素を吸収させる前の鋼においては、極力低減することが望ましい。これは溶製時に窒素を含む介在物を形成し、悪影響を及ぼすとともに、熱間加工性を劣化させるためである。したがって、窒素を吸収させる前においては、不純物としてＮ含有量が０．２００％未満のレベルであれば、含有してもよい。窒素を吸収させる前においては、Ｎ含有量は０．１３０％未満であるのが好ましい。そして、窒素の吸収にて増加することが望ましい。
【００３７】
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、下記の元素について、以下の範囲で含有してもよい。
【００３８】
Ｃ：０．１％以下
Ｃは、Ｎとともに、強力なオーステナイト安定化合金元素でかつ固溶強化元素である。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、結晶粒微細化を目的とする熱処理、その後のＮ吸収を目的とする、さらに低温の熱処理において、多量の炭化物の析出を招く。この結果、必要なオーステナイト安定度、強度を得られなくなる。このため、Ｃ含有量は、０．１％以下とするのが好ましく、０．０８％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
【００３９】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として用いられる元素である。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、粗大な介在物が生成して、加工性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は、１．０％以下とするのが好ましい。Ｓｉ含有量は０．９％以下とするのがより好ましい。なお、上記効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
【００４０】
Ｍｎ：３．０％以下
Ｍｎは、比較的安価でかつ有効なオーステナイト安定化合金元素である。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、粗大な介在物が生成して、加工性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とするのが好ましく、２．６％以下とするのがより好ましい。一方、オーステナイト相の安定化効果を得るため、Ｍｎ含有量は、０．１％以上とするのが好ましい。
【００４１】
Ｐ：０．０４５％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であるが、加工性を劣化させるため、極力低減することが好ましい。このため、Ｐ含有量は０．０４５％以下とするのが好ましく、０．０３０％以下とするのがより好ましい。一方、Ｐの過度の低減は、製造コストを増加させる。このため、Ｐ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。
【００４２】
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であるが、硫化物系介在物を形成し、耐食性を低下させるため、極力低減することが好ましい。このため、Ｓ含有量は０．０３０％以下とするのが好ましく、０．０２０％以下とするのがより好ましい。一方、Ｓの過度の低減は、製造コストを増加させる。このため、Ｓ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。
【００４３】
Ｍｏ：０〜３．０％
Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性を向上させるために有効な元素である。また、Ｍｏは、極めて高価な合金元素である。そして、Ｍｏを過剰に含有させると、粗大な介在物が生成して、加工性が劣化する。このため、Ｍｏ含有量は３．０％以下とするのが好ましく、２．６％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．１％以上とするのが好ましい。
【００４４】
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、結晶粒の微細化をするため、Ｎｂ、Ｔｉ、およびＶから選択される一種以上を、必要に応じて含有させてもよい。
【００４５】
Ｎｂ：０〜０．５％
Ｔｉ：０〜０．５％
Ｖ：０〜０．５％
Ｎｂ、ＴｉおよびＶは、Ｃ、Ｎと結合し、ピン止効果で結晶粒の成長を抑制する化合物を形成する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、いずれの元素も０．５％を超えると、粗大な化合物が生成し、かつ、オーステナイト相の形成が不安定となる可能性がある。さらに、加工性が劣化するとともに、これらの元素を含む粗大な化合物が破壊の起点と場合がある。このため、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、とするのが好ましい。Ｎｂ：０．４％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ：０．０１％以上、Ｔｉ：０．０１％以上、Ｖ：０．０１％以上、とするのが好ましい。
【００４６】
本発明の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４７】
Ｍｄ３０について
下記（ｉ）式で示されるＭｄ３０は、オーステナイト相の安定度を示す指標である。すなわち、Ｍｄ３０は、加工誘起マルテンサイト変態の起こり易さを示す指標であり、Ｍｄ３０の値が高いほど、加工誘起マルテンサイトに変態しやすい。
【００４８】
Ｍｄ３０（℃）＝４９７−４６２Ｃ−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−２０Ｎｉ−１８．７Ｍｏ    ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【００４９】
ここで、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼において、上記（ｉ）式で示されるＭｄ３０の値は、−１８０〜−２０（℃）とする。Ｍｄ３０の値が、−１８０℃未満であると、オーステナイト相からマルテンサイト相への変態を生じず、したがって、逆変態も生じない。上述したように、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、上記変態を利用して結晶粒を微細化する。
【００５０】
変態により形成したマルテンサイト相は、微細化のための下地組織として、極めて有効に作用する。したがって、加工誘起マルテンサイトへの変態が生じないと、結晶粒を十分に微細化できない。この結果、強度を向上させることもできなくなる。このため、Ｍｄ３０の値は、−１８０（℃）以上とし、−１６０（℃）以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｄ３０の値が、−２０（℃）超であると、オーステナイト相からマルテンサイト相への変態が容易に生じ、後述するように、窒素を吸収、固溶させたとしても、オーステナイト相組織を維持できない。このため、Ｍｄ３０の値は、−２０（℃）以下とし、−３０（℃）以下とするのが好ましい。
【００５１】
１−２．平均結晶粒径
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、所望する強度と伸びを得るため、平均結晶粒径を１０．０μｍ以下とする。平均結晶粒径は８．０μｍ以下とするのが好ましく、５．０μｍ以下とするのがより好ましい。なお、平均結晶粒径の下限値は、特に定めないが、通常、０．１μｍ以上となると考えられる。なお、平均結晶粒径を上記範囲とすることで、粒界密度が上昇し、後述する窒素の吸収、固溶も容易になる。
【００５２】
平均結晶粒径は、以下の手順で測定する。具体的には、鋼の圧延方向垂直断面が観察面となるような試験片を採取する。試験片を樹脂等に埋込、研磨等を行い、粒界を腐食する腐食液、具体的には酸混合水溶液等で観察面を腐食する。その後、光学顕微鏡または、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、観察面を組織観察して、結晶粒径を測定する。
【００５３】
観察倍率は４００倍以上の同一の値とし、観察視野は合計１２視野として、切片法により測定する。上記観察視野は、板厚中心部で４視野とし、両表面側から板厚１／４位置において各２視野（計４視野）とし、両表面近傍において各２視野（計４視野）の合計１２視野とする。これらの組織の観察において、得られた結晶粒径の平均値より、平均結晶粒径を算出する。
【００５４】
１−３．オーステナイト相の平均格子常数差
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、後述するように、オーステナイト相を安定化させるために、製造時に鋼の表面から窒素を吸収、固溶させる。窒素は、侵入型固溶元素と呼ばれ、オーステナイトの結晶格子の間に入り込み固溶する。このため、窒素が固溶することで、結晶格子がひずみ、格子間の距離が広がる。
【００５５】
窒素は、鋼の表面から、侵入、固溶し、順に中心部の方に拡散し、窒素を吸収させた後は、表面側の方が、中心部に比べ、Ｎ含有量が高くなる。つまり、表面における格子間距離、すなわち平均格子常数の方が大きく、中心部になるにつれ、平均格子常数が小さくなる。
【００５６】
したがって、本発明に係るオーステナイトステンレス鋼では、表層部におけるオーステナイト相の平均格子常数と中心部におけるオーステナイト相の平均格子常数との差（以下、単に「平均格子常数差」と記載する。）を、０．００３Å以上とする。平均格子常数の差が０．００３Å未満であると、窒素の吸収が十分でなく、オーステナイト相を安定化させることができない。この結果、マルテンサイト相への変態が生じやすくなり、耐水素脆化特性が低下する。さらに、窒素の固溶が十分でないため、強度向上効果も得ることができない。
【００５７】
このため、平均格子常数差は、０．００３Å以上とし、０．００５Å以上とするのが好ましい。また、Ｎｉ含有量が１２．０％以上である場合に、鋼表面のマルテンサイト変態を完全に抑制するというためには、平均格子常数差は、０．０３Å以上とするのがさらに好ましい。
【００５８】
なお、ここでいう「表層部」とは、ＣｕをＸ線源とし、後述するＸ線回折を行った場合に、Ｘ線が表面から侵入できる深さを意味し、具体的には測定面から垂直深さ方向に１０μｍ程度までの領域を意味する。
【００５９】
ところで、窒素の固溶量Ｎによる格子常数の変化は、経験式である下記（１）式より求めることができる。
ｄ（Å）＝３．５９４６＋０．０３４８×Ｎ    ・・・（１）
但し、上記（１）式中の各記号は、以下により定義される。
Ｎ：窒素固溶量
ｄ（Å）：格子常数
【００６０】
上記の（１）式を参照すると、平均格子常数差が０．００３Å以上である場合、Ｎ含有量が、およそ０．１％異なることになる。つまり、中心部と比べ、表面のＮ固溶量が約０．１％以上高くなると考えられる。
【００６１】
なお、平均格子常数差は、以下の手順で測定することができる。具体的には、鋼の表面、および（板厚）中心部から表面と平行に試料を切り出す。例えば、鋼板の場合は、鋼板表面であり、中心部は板厚中心部に相当する。得られた試料についてＸ線回折装置を用いて測定する。Ｘ線回折においては、一般的な２θ／θ法を用いる。Ｘ線源はＣｕＫα1（波長：１．５４０５６ｎｍ）を用い、電圧：４０ｋＶ、電流：４０ｍＡ、２θ＝２０〜１２０°として、Ｘ線回折プロファイルを得る。
【００６２】
得られた表面および中心部における回折プロファイルの回折ピークに基づき、下記（ii）式を用いて、表面および中心部におけるオーステナイト相の平均格子常数を算出する。そして、得られた表面におけるオーステナイト相の平均格子常数から中心部におけるオーステナイト相の平均格子常数を引き、平均格子常数差を算出する。
ｄＡｖｅ．＝｛ｄγ（１１１）×Ｉγ（１１１）＋ｄγ（２００）×Ｉγ（２００）＋ｄγ（２２０）×Ｉγ（２２０）＋ｄγ（３１１）×Ｉγ（３１１）｝／｛Ｉγ（１１１）＋Ｉγ（２００）＋Ｉγ（２２０）＋Ｉγ（３１１）｝    ・・・（ii）
【００６３】
但し、上記（ii）式中の各記号は以下により定義される。
ｄＡｖｅ．：オーステナイト相の平均格子常数
ｄγ（ｈｋｌ）：オーステナイト相の（ｈｋｌ)面の回折ピークより算出される格子常数（Å)
Ｉγ（ｈｋｌ）：オーステナイト相の（ｈｋｌ)面の回折ピークの積分強度（ｃｐｓ）
【００６４】
なお、ｄγ（ｈｋｌ）は、下記（２）式に基づき、算出することができる。
ｄγ（ｈｋｌ）＝１／（２ｓｉｎθ）×ｎλ    ・・・（２）
但し、上記（２）式中の各記号は、以下により定義される。
ｎ：面指数（（ｈ２＋ｋ２＋ｌ２）１／２により算出される。）
θ：ピーク角度（各ピークの最高強度の１／２の強度の値となる部分である、半価幅の中央での角度）
λ：Ｘ線波長
【００６５】
１−４．オーステナイト相量
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、表層部でのオーステナイト相量を規定する。オーステナイト相量とは、下記（iii）式で算出され、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、表層部において、オーステナイト相量を９８．０％以上とする。水素脆化しやすいマルテンサイト相の形成を極力抑制し、水素脆化の起点となる鋼表面がオーステナイト相に覆われているようにするためである。
【００６６】
ここで、例えば、オーステナイト相量が９８．０％以上であれば、水素脆化しやすい表面が、オーステナイト相で十分覆われていると考えられ、所望する耐水素脆化特性を得ることができる。
【００６７】
なお、本発明においては、一部、局部的にマルテンサイト相が形成している場合であっても、９８．０％以上がオーステナイト相であれば、総括的にオーステナイト系ステンレス鋼と総称する。
【００６８】
ｒ＝１００×ΣＩγ／ΣＩ全    ・・・（iii）
但し、上記（iii）式中の各記号は以下により定義される。
ｒ：オーステナイト相量
ΣＩγ：測定された全てのオーステナイト相のピークの積分強度の和（ｃｐｓ）
ΣＩ全：測定された全てのピークの積分強度の和（ｃｐｓ）
【００６９】
なお、回折強度積分強度比においても「表層部」とは、ＣｕをＸ線源とし、後述するＸ線回折を行った場合に、Ｘ線が表面から侵入できる深さを意味し、具体的には測定面から垂直深さ方向に１０μｍ程度までの領域を意味する。
【００７０】
以上を踏まえ、Ｘ線回折により得られ、下記（iii）式で算出されるオーステナイト相量は、９８．０％以上とし、１００．０％であるのが好ましい。
【００７１】
なお、回折の積分強度比は、以下の手順で測定する。具体的には、鋼の表面から試料を採取する。得られた試料についてＸ線回折装置を用いて測定する。Ｘ線回折においては一般的な２θ／θ法を用いる。Ｘ線源はＣｕＫα１（波長：０．１５４０５６ｎｍ）を用い、電圧：４０ｋＶ、電流：４０ｍＡ、２θ＝２０〜１２０°として、Ｘ線回折プロファイルを得る。得られたプロファイルから、全てのピークを特定し、上記（iii）式に代入し、オーステナイト相量を算出する。
【００７２】
２．目標とする特性
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、引張強さが８００ＭＰａ以上であるのを良好な強度であると評価する。また、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、６０ＭＰａの水素ガス中で２００℃、１００時間保持（水素チャージ）後に引張特性を測定し、保持前に対する幅により水素脆化を評価する。具体的には、後述する板幅減少率が８５％以上である場合を良好な耐水素脆化性であると評価する。なお、強度と伸びとのバランスについても、引張強さと伸びとの積が４００００（ＭＰａ・％）以上である場合を良好な特性であると評価する。
【００７３】
３．鋼材
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、その鋼材の種類については、特に限定されない。例えば、薄板、厚板、形鋼、棒鋼、線材、鋼管などがその一例として、考えられる。
【００７４】
４．製造方法
以下に、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法について、説明する。本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、以下の記載の方法により安定して得ることができる。
【００７５】
４−１．鋳造および熱間圧延工程
Ｎ含有量が０．２００％未満であり、Ｎを除く各元素の含有量が上記記載の範囲であって、かつＭｄ３０の値が上述した−１８０〜−２０（℃）の範囲となる鋼片を製造するのが好ましい。続いて、製造した鋼片を、熱間加工し、加工材とする。熱間加工中または熱間加工後においては、適宜、必要に応じて、焼鈍、酸洗を行ってもよい。
【００７６】
４−２．冷間加工
得られた加工材を冷間加工する。冷間加工は、室温以下の温度、つまり２０℃以下の温度で、かつ断面減少率が８０％以上の条件で、冷間加工する。
【００７７】
冷間加工において断面減少率を８０％以上とし、加工温度を室温以下とするのは、オーステナイト相からマルテンサイト相への変態を促進し、冷間加工後にマルテンサイト単相組織とすることが最も好ましいためである。断面減少率の増加と加工温度の低下は何れも加工誘起マルテンサイト変態を促進し、各因子の調整のみでも単相組織形成の可能性を有するが、両因子を活用することで単相組織形成が容易になる。
【００７８】
このため、冷間加工の断面減少率は、８０％以上が好ましく、８５％以上がより好ましい。また、加工温度は２０℃以下とするの好ましく、１５℃以下とするのがより好ましい。さらに言えば、より低温の液体窒素中に鋼板を浸漬し、液体窒素温度（−１９６℃）にて強加工を行うことが最も好ましい。なお、冷間加工後、適宜、焼鈍を行ってもよい。
【００７９】
４−３．曲げ曲げ戻し加工
上記冷間加工を行った加工材について、形状、寸法変化を伴わない曲げ曲げ戻し加工を行ってもよい。曲げ曲げ戻し加工は、例えば、オーステナイトステンレス鋼をロール等に巻き付けることで行うことができる。このような曲げ曲げ戻し加工は、表面に大きな歪を導入することが可能であり、オーステナイト相が安定であるときでも有効であり、繰り返し行うことで、マルテンサイト相への変態を十分に生じさせることができる。
【００８０】
この結果、さらに、表面の結晶粒を微細化することができる。曲げ曲げ戻し加工後は、後述する、７００〜１０００℃の熱処理を行い、曲げ曲げ戻し加工により形成した加工誘起マルテンサイトを再度、オーステナイトに逆変態させる。この曲げ曲げ戻し加工と、後述する熱処理とを複数回繰り返してもよい。また、曲げ曲げ戻し加工は、上記冷間加工と同様の温度で行うのが好ましい。
【００８１】
なお、曲げ曲げ戻し加工は、溶接を行って、製品形状へ成形する場合に有効である。溶接では、通常、入熱により、溶接部の結晶粒が粗大化する。このため、溶接後、溶接部において、形状変化を伴わない曲げ曲げ戻し加工を行うことで、粗大化した結晶粒を再度、変態させ、微細なオーステナイト相とすることができる。
【００８２】
４−４．熱処理
続いて、上記加工材を７００〜１０００℃の範囲の温度で保持する熱処理をするのが好ましい。上記熱処理における保持温度が７００℃未満であると、オーステナイト変態が生じないためである。このため、上記熱処理における保持温度は、７００℃以上とし、７５０℃以上とするのが好ましい。しかしながら、上記熱処理温度が１０００℃を超えると、結晶粒が１０μｍを超えて粗大化し、８００ＭＰａ以上の強度を得ることができない。このため、上記熱処理温度は、１０００℃以下とし、９８０℃以下とするのが好ましい。
【００８３】
上記加工材を７００〜１０００℃の範囲の温度で保持する熱処理することで、微細なマルテンサイト組織を下地として微細な結晶粒のオーステナイト相の金属組織を形成させることができる。この結果、オーステナイト系ステンレス鋼の強度と伸びのバランスとを向上させ、かつオーステナイト相を安定化させることで、耐水素脆化性を向上させることができる。なお、上記熱処理の際の鋼の平均結晶粒径は０．５０μｍ以上とするのが好ましい。
【００８４】
４−５．窒素吸収
熱処理の際つまり熱処理と同時、または熱処理後に、加工材の表面から窒素を吸収させるのが好ましい。窒素を吸収させる温度は４００℃以上とするのが好ましく、４２０℃以上とするのがより好ましい。上限は、結晶粒粒径の問題より上述の熱処理温度以下の温度とするのが好ましい。また、水素、硫化水素、フッ化水素等のステンレス鋼の酸化皮膜の除去を目的とする還元性ガスと、Ｎ２、アンモニアという窒素源となるガスの混合雰囲気である条件とするのが好ましい。
【００８５】
このように表面に窒素を吸収させることで、熱処理により逆変態したオーステナイト相を安定化させ、耐水素脆化性を向上させることができる。また、水素脆化は表面から水素が侵入し、結晶格子間に蓄積されることで生じる。ここで、窒素は、侵入型固溶元素であり、窒素がオーステナイト系ステンレス鋼の表面に存在することで、水素が侵入しにくくなり、耐水素脆化性が向上することも一因と考える。
【００８６】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００８７】
表１に示す化学組成の鋼片を製造した。
【００８８】
【表１】
2020158816.tif 000002
【００８９】
得られた鋼片について、１２００℃加熱、保持後に熱間圧延し、次いで、１１５０℃加熱、３０分保持の焼鈍を行った。続いて、得られた熱延板に冷間圧延（冷間加工）と１１００℃、３０分の焼鈍を一回ないし複数回繰り返して行った後、最終の冷間圧延により板厚が０．４ｍｍである鋼板とした。なお、Ｎｏ．１９では、冷間圧延後、溶接を行い、曲げ曲げ戻し加工を行なった。具体的には、所定の寸法に短冊状に切断後、両端を電子ビーム溶接した後、液体窒素に浸漬したまま、少なくとも溶接部に１００回の曲げ曲げ戻し加工と後述する熱処理を１０回繰り返した。また、Ｎｏ．２０では、冷間圧延後、曲げ曲げ戻し加工のみを行った。
【００９０】
曲げ曲げ戻し加工は、複数本の直径１０ｍｍのロールへの巻き付けによる曲げ曲げ戻しを実施した。なお、最終の冷間圧延（冷間加工）における圧延率（加工率）つまりトータルの冷間圧延率、加工温度は表２に示すとおりである。
【００９１】
続いて、表２に示す温度で、熱処理を行なった。熱処理は、７５％水素（Ｈ２）＋２５％窒素（Ｎ２）の混合ガス雰囲気にて保持時間１分で実施した。その後、２０℃まで冷却した。
【００９２】
窒素吸収は、表２に示す温度と雰囲気において、二種類の条件で行った。保持温度７００℃以上の窒素吸収は、７００℃に到達するまで、４９％水素（Ｈ２）＋５０％窒素（Ｎ２）＋１％硫化水素（Ｈ２Ｓ）の混合ガスで実施し、７００℃から処理温度までの昇温加熱後の、保持、室温への冷却は、５０％水素（Ｈ２）＋５０％窒素（Ｎ２）の混合ガスで実施した。保持時間は１分である。上記雰囲気を表２では、“Ｈ２＋Ｎ２＋Ｈ２Ｓ”として記載した。なお、加熱時７００℃到達までの時間は約１分である。
【００９３】
なお、本実施例は、後述する７００℃未満の比較的低温での窒素吸収も可能であるため、便宜上、熱処理と窒素吸収を別々に実施した。しかし、７００℃以上の窒素吸収を行う場合、熱処理と窒素吸収は同時に一工程で行うことが可能であり、合理的である。すなわち、７００℃以上の窒素吸収のみの実施で良い。Ｎｏ．３３に、Ｎｏ．２と同一の素材を用いて、９００℃での窒素吸収のみ実施した結果を示す。
【００９４】
他方、７００℃以下の低温の加熱で窒素吸収を実施した例では、同温度にて４時間保持した。この際、雰囲気は、加熱中を９８％アンモニア（ＮＨ３）＋２％硫化水素（Ｈ２Ｓ）の混合ガス、７００℃以下での保持と室温への冷却を１００％アンモニア（ＮＨ３）のみとした。これを、表２では“ＮＨ３＋Ｈ２Ｓ”で表示した。なお、加熱温度への到達時間は約３０分であった。
【００９５】
（平均結晶粒径）
得られた鋼板について、平均結晶粒径を以下の手順で測定した。鋼板の圧延方向垂直断面が観察面となるような試験片を採取した。試験片を樹脂等に埋込、研磨等を行い、粒界を腐食する腐食液、具体的には酸混合水溶液等で観察面を腐食した。その後、光学顕微鏡または、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、観察面を組織観察して、結晶粒径を測定した。観察倍率は４００倍以上の同一の値、観察視野は１２視野として、切片法により測定した。観察視野は、板厚中心部で４視野とし、両表面側へ板厚１／４位置において各２視野（計４視野）、両表面近傍で各２視野（計４視野）の合計１２視野とした。それらの平均値より、平均結晶粒径を算出した。
【００９６】
（平均格子常数差およびオーステナイト相量）
平均格子常数差は、以下の手順で算出した。具体的には、鋼板表面および板厚中心部から鋼板表面と平行な測定面の試料を切り出した。得られた試料についてＸ線回折装置を用いて測定した。Ｘ線回折においては２θ／θ法を用いた。Ｘ線源はＣｕＫα１（波長：１．５４０５６ｎｍ）を用い、電圧：４０ｋＶ、電流：４０ｍＡ、２θ＝２０〜１２０℃として、Ｘ線回折プロファイルを得た。なお、測定装置はリガク社製  ＳｍａｒｔＬａｂを用いた。
【００９７】
得られた表面および中心部における回折プロファイルの回折ピークに基づき、上述した（ii）式を用いて、表面および中心部におけるオーステナイト相の平均格子常数を算出した。得られた表面におけるオーステナイト相の平均格子常数から中心部におけるオーステナイト相の平均格子常数を引き、平均格子常数差を算出した。
【００９８】
オーステナイト相量は、以下の手順で測定した。鋼板の表面から試料を採取した。得られた試料についてＸ線回折装置を用いて測定した。Ｘ線回折においては２θ／θ法を用いた。Ｘ線源はＣｕＫα１（波長：１．５４０５６ｎｍ）を用い、電圧：４０ｋＶ、電流：４０ｍＡ、２θ＝２０〜１２０゜として、Ｘ線回折プロファイルを得た。得られたプロファイルから、全てのピークを特定し、上述した（iii）式に代入し、オーステナイト相量を算出した。なお、測定装置はリガク社製ＳｍａｒｔＬａｂを用いた。
【００９９】
（引張強さ、伸び）
引張特性および伸びは、以下の手順で測定した。具体的には、圧延方向と平行にＪＩＳ１３号Ｂ（ＪＩＳ  Ｇ  ０５６７：２０１２）試験片を切削加工により採取し、インストロン型の引張試験機を用いて、引張強さと伸びを測定した。測定は室温にて実施した。
【０１００】
（耐水素脆化性）
耐水素脆化性は、以下の手順で測定した。具体的には、６０ＭＰａの水素ガス中で２００℃×１００時間保持（水素チャージ）後に引張特性を調べ、板幅減少率により水素脆化を判定した。判定は、保持前の板幅減少量に対する保持後の幅減少量（以下、「板幅減少率」と記載する。）、すなわち（保持後の幅減少量／保持前の板幅減少量×１００）に基づき行う。板幅減少率が８５％未満であった場合を×で表示し、脆化と判定した。他方、板幅減少率が（８５％以上）９５％未満を○、９５％以上を◎で表示し、脆化小または無しと判定した。
【０１０１】
【表２】
2020158816.tif 000003
【０１０２】
試験Ｎｏ．１〜２２は、本発明の規定を満足する本発明例である。このため、強度と伸びとの積が４００００を超え、板幅減少率が８５％以上となり、良好な強度と伸びのバランスと耐水素脆化性とを有した。
【０１０３】
上記例の中でも、試験Ｎｏ．４、５、１１、１４、１５、１７、１９、２０、２１および２２では、平均格子常数差が０．０３Å以上となったため、板幅減少率が９５％以上となり、さらに良好な耐水素脆化性を示した。また、表２に示されるように圧延を液体窒素温度で実施したＮｏ．５および１５、ならびに圧延後に曲げ曲げ戻し加工を行なったＮｏ．１９では、結晶粒がさらに微細になり、強度と伸びとの積が良好になり、本特性が向上した。
【０１０４】
試験Ｎｏ．２３〜３３は、本発明の規定を満足しない比較例である。化学組成が本発明の規定を満たすが、本発明の製造条件により製造されなかったＮｏ．２３〜２６では、平均結晶粒径、平均格子常数差、オーステナイト相量の少なくとも一つが本発明の規定範囲外となり、引張強さ、伸び、およびこれらのバランスと耐水素脆化性のうち、少なくとも一つが低下した。
【０１０５】
Ｎｏ．２３では、表２に示すように圧延率が低かったため、その後、結晶粒が粗粒になり、オーステナイト相量も８６％と不十分となった。同様に、Ｎｏ．２４も、表２に示すように、加工温度が高かったため、その後、結晶粒が粗粒になり、オーステナイト相量も不十分となった。
【０１０６】
また、Ｎｏ．２５では、熱処理温度が低く、１０００ＭＰａ超の高強度を維持したもののオーステナイト相への逆変態が十分生じず、微細な結晶粒が得られないため、伸びとのバランスが最も低くなった。オーステナイト相の割合も低く、水素脆化した。Ｎｏ．２６では、窒素吸収時に、ステンレス鋼の酸化皮膜を除去するＨ２、Ｈ２Ｓ、ＨＦ等のガスを使用しなかったため、窒素の吸収が不十分となり、平均格子常数差が本発明の規定の範囲外となった。
【０１０７】
このため、オーステナイト相が十分に安定化されず、マルテンサイト相が残存し、水素脆化を起こした。また、平均結晶粒径が１０．０μｍを超えており、強度と伸びとの積が低下した。
【０１０８】
化学組成が本発明の規定を満足しないＮｏ．２７〜３３では、強度と伸び、およびこれらのバランス、ならびに板幅減少率のうち、いずれか一つ以上の特性が低下した。Ｎｏ．２７〜３１では、結晶粒の微細化したオーステナイト単相の組織に調整されず、マルテンサイト相が残存したため、水素脆化を起こしたと考えられる。Ｎｏ．３２および３３では、Ｎｂ、Ｔｉ、またはＶの含有量が過剰であったため、粗大な化合物が生成し、強度と伸びとのバランスが低下した。