(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以上７．０％未満、
Ｃｒ：１５〜３０％、
Ｎｉ：１２．０％以上１７．０％未満、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ  ：０．１０〜０．５０％、
Ｐ  ：０．０５０％以下、
Ｓ  ：０．０５０％以下、
Ｖ  ：０．０１〜１．０％及びＮｂ：０．０１〜０．５０％の少なくとも一種、
Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｗ  ：０〜６．０％、
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｚｒ：０〜０．５％、
Ｈｆ：０〜０．３％、
Ｔａ：０〜０．６％、
Ｂ  ：０〜０．０２０％、
Ｃｕ：０〜５．０％、
Ｃｏ：０〜１０．０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｌａ：０〜０．２０％、
Ｃｅ：０〜０．２０％、
Ｙ  ：０〜０．４０％、
Ｓｍ：０〜０．４０％、
Ｐｒ：０〜０．４０％、
Ｎｄ：０〜０．５０％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
オーステナイト結晶粒の長径に対する短径の比が０．１よりも大きく、
前記オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号が８．０以上であり、
引張強度が１０００ＭＰａ以上である、オーステナイトステンレス鋼。
【請求項２】
請求項１に記載のオーステナイトステンレス鋼であって、
前記化学組成が、下記の第１群〜第４群のいずれかの群から選択される１種以上の元素を含有する、オーステナイトステンレス鋼。
第１群元素…Ｍｏ：０．３〜３．０％、Ｗ：０．３〜６．０％、
第２群元素…Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ｚｒ：０．００１〜０．５％、Ｈｆ：０．
００１〜０．３％及びＴａ：０．００１〜０．６％、
第３群元素…Ｂ：０．０００１〜０．０２０％、Ｃｕ：０．３〜５．０％及びＣｏ：
０．３〜１０．０％、
第４群元素…Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５
０％、Ｌａ：０．０００１〜０．２０％、Ｃｅ：０．０００１〜０．２０％、Ｙ：０．０
００１〜０．４０％、Ｓｍ：０．０００１〜０．４０％、Ｐｒ：０．０００１〜０．４０
％及びＮｄ：０．０００１〜０．５０％。
【請求項３】
請求項１又は２に記載のオーステナイトステンレス鋼の製造方法であって、
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以上７．０％未満、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：１２．０％以上１７．０％未満、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．１０〜０．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０１〜１．０％及びＮｂ：０．０１〜０．５０％の少なくとも一種、Ｍｏ：０〜３．０％、Ｗ：０〜６．０％、Ｔｉ：０〜０．５％、Ｚｒ：０〜０．５％、Ｈｆ：０〜０．３％、Ｔａ：０〜０．６％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃｕ：０〜５．０％、Ｃｏ：０〜１０．０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｌａ：０〜０．２０％、Ｃｅ：０〜０．２０％、Ｙ：０〜０．４０％、Ｓｍ：０〜０．４０％、Ｐｒ：０〜０．４０％、Ｎｄ：０〜０．５０％、残部：Ｆｅ及び不純物である鋼材を準備する工程と、
前記鋼材を１０００〜１２００℃の固溶化熱処理温度で固溶化熱処理する工程と、
前記固溶化熱処理された鋼材に断面減少率２０％以上の冷間加工をする工程と、
前記冷間加工された鋼材を、９００℃以上かつ前記固溶化熱処理温度未満の温度で熱処理する工程と、
前記熱処理された鋼材に断面減少率１０％以上６５％未満の冷間加工をする工程とを備える、オーステナイト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、オーステナイトステンレス鋼及びその製造方法に関し、より詳しくは、高圧水素ガスに曝されるバルブ・継手等の部材に要求される、高強度と優れた耐水素脆性及び耐水素疲労特性とを有するオーステナイトステンレス鋼及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、水素を燃料として走行する燃料電池自動車の開発、及び燃料電池自動車に水素を供給する水素ステーションの実用化研究が進められている。ステンレス鋼はこれらの用途に用いられる候補材料の一つである。しかし、高圧の水素ガス環境ではステンレス鋼であっても水素ガスによる脆化（水素環境脆化）を起こす場合がある。高圧ガス保安法に定められている自動車用圧縮水素容器基準では、水素環境脆化を起こさないステンレス鋼として、ＳＵＳ３１６Ｌの使用が認められている。【０００３】
しかしながら、燃料電池自動車の軽量化、水素ステーションのコンパクト化及び水素ステーションの高圧操業の必要性を考慮し、容器や継手・配管に用いられるステンレス鋼は、水素ガス環境で水素環境脆化を起こさず、既存のＳＵＳ３１６Ｌ以上の高強度を有することが望まれている。近年、国際公開第２００４／１１１２８５号、国際公開第２００４／０８３４７７号、国際公開第２００４／０８３４７６号、及び特許第５１３１７９４号に示すような、高Ｎ含有による固溶強化、及び微細窒化物を活用した高強度鋼が提供されている。
【発明の開示】
【０００４】
上記の特許文献に記載された高強度鋼よりも、さらに高強度の材料が求められている。オーステナイトステンレス鋼を高強度化する手段としては、冷間加工が知られている。しかしながら、冷間加工されたオーステナイトステンレス鋼は、耐水素脆性が著しく低下する。特に、Ｎ含有量の高いオーステナイトステンレス鋼では、積層欠陥エネルギーが低いため、変形時のひずみが局在化しやすく、耐水素脆性の低下が一層顕著になる。そのため、高圧水素環境で用いられる材料に対しては、冷間加工による高強度化は適用できないと考えられている。
【０００５】
また、水素ステーションの配管やバルブ等の高圧水素ガスに曝される部材は、水素ガス圧力変動に伴う環境で使用される。そのため、水素ガス圧力変動により生じる疲労に対する耐性（以下「耐水素疲労特性」という。）が求められているが、上記の特許文献では耐水素疲労特性に関して考慮されていない。すなわち、強度、耐水素脆性、及び耐水素疲労特性の３つが良好な材料が存在しない。
【０００６】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、耐水素脆性及び耐水素疲労特性が良好な高強度のオーステナイトステンレス鋼を提供することを目的とする。
【０００７】
本発明によるオーステナイトステンレス鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以上７．０％未満、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：１２．０％以上１７．０％未満、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．１０〜０．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０１〜１．０％及びＮｂ：０．０１〜０．５０％の少なくとも一種、Ｍｏ：０〜３．０％、Ｗ：０〜６．０％、Ｔｉ：０〜０．５％、Ｚｒ：０〜０．５％、Ｈｆ：０〜０．３％、Ｔａ：０〜０．６％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃｕ：０〜５．０％、Ｃｏ：０〜１０．０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｌａ：０〜０．２０％、Ｃｅ：０〜０．２０％、Ｙ：０〜０．４０％、Ｓｍ：０〜０．４０％、Ｐｒ：０〜０．４０％、Ｎｄ：０〜０．５０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、オーステナイト結晶粒の長径に対する短径の比が０．１よりも大きく、前記オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号が８．０以上であり、引張強度が１０００ＭＰａ以上である。
【０００８】
本発明によるオーステナイトステンレス鋼の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以上７．０％未満、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：１２．０％以上１７．０％未満、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．１０〜０．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０１〜１．０％及びＮｂ：０．０１〜０．５０％の少なくとも一種、Ｍｏ：０〜３．０％、Ｗ：０〜６．０％、Ｔｉ：０〜０．５％、Ｚｒ：０〜０．５％、Ｈｆ：０〜０．３％、Ｔａ：０〜０．６％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃｕ：０〜５．０％、Ｃｏ：０〜１０．０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｌａ：０〜０．２０％、Ｃｅ：０〜０．２０％、Ｙ：０〜０．４０％、Ｓｍ：０〜０．４０％、Ｐｒ：０〜０．４０％、Ｎｄ：０〜０．５０％、残部：Ｆｅ及び不純物である鋼材を準備する工程と、前記鋼材を１０００〜１２００℃の固溶化熱処理温度で固溶化熱処理する工程と、前記固溶化熱処理された鋼材に断面減少率２０％以上の冷間加工をする工程と、前記冷間加工された鋼材を、９００℃以上かつ前記固溶化熱処理温度未満の温度で熱処理する工程と、前記熱処理された鋼材に断面減少率１０％以上６５％未満の冷間加工をする工程とを備える。
【０００９】
本発明によれば、耐水素脆性及び耐水素疲労特性が良好な高強度のオーステナイトステンレス鋼が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】図１は、本発明の一実施形態によるオーステナイトステンレス鋼の製造方法のフロー図である。
【図２】図２は、二次冷間加工における断面減少率と、相対破断伸びとの関係を示す散布図である。
【図３】図３は、Ｎｉ含有量と、相対破断伸びとの関係を示す散布図である。
【図４】図４は、Ｎｉ含有量と、水素中疲労寿命との関係を示す散布図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明者らは、耐水素脆性及び耐水素疲労特性を維持したまま、オーステナイトステンレス鋼を高強度化させる方法を検討した。その結果、次の（ａ）及び（ｂ）の知見を得た。
【００１２】
（ａ）特許第５１３１７９４号に記載されたオーステナイトステンレス鋼のうち、Ｎｉ含有量が１２．０％以上のものが、鋼母材として好適である。
【００１３】
（ｂ）上記のオーステナイトステンレス鋼に対して、さらに断面減少率１０％以上６５％未満の冷間加工を加える。これによって、１０００ＭＰａ以上の高強度でありながら、冷間加工後の結晶粒に過剰な異方性を生じることなく、優れた耐水素脆性及び耐水素疲労特性を有するオーステナイトステンレス鋼が得られる。
【００１４】
すなわち、従来はオーステナイトステンレス鋼に冷間加工を加えると、加工誘起変態や結晶粒の変形によって、耐水素脆性及び耐水素疲労特性が維持できなくなると考えられていた。しかしながら、本発明者らの調査によって、炭窒化物が微細に析出した鋼では、ピンニング効果によって結晶粒の変形が抑制されることが明らかになった。これに加えてＮｉ含有量を１２．０％以上にすれば、断面減少率１０％以上６５％未満の冷間加工を加えても、良好な耐水素脆性及び耐水素疲労特性を維持できることが明らかになった。
【００１５】
以上の知見に基づいて、本発明によるオーステナイトステンレス鋼は完成された。以下、本発明の一実施形態によるオーステナイトステンレス鋼を詳細に説明する。
【００１６】
［鋼の化学組成］
本実施形態によるオーステナイトステンレス鋼は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
【００１７】
Ｃ：０．１０％以下
炭素（Ｃ）は、本実施形態において積極的に添加される元素ではない。Ｃ含有量が０．１０％を超えると炭化物が粒界に析出し、靱性等に悪影響を及ぼす。そのため、Ｃ含有量は０．１０％以下にする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。Ｃ含有量はできるだけ少ない方が良いが、極端なＣ含有量の低減は精錬コストの上昇を招くので、実用上０．００１％以上とするのが好ましい。
【００１８】
Ｓｉ：１．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。しかし、Ｓｉが多量に含有されると、Ｎｉ、Ｃｒ等と金属間化合物を形成したり、シグマ相等の金属間化合物の生成を助長したりして、熱間加工性を著しく低下させる場合がある。そのため、Ｓｉ含有量は１．０％以下にする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５％以下である。なお、Ｓｉ含有量は少ないほど良いが、精錬コストを考慮すれば、０．０１％以上とするのが好ましい。
【００１９】
Ｍｎ：３．０％以上７．０％未満
マンガン（Ｍｎ）は、安価なオーステナイト安定化元素である。本実施形態においては、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎ等との適正な組み合わせによって、高強度化と延性及び靱性の向上とに寄与する。また本実施形態では、炭窒化物を微細析出させて結晶粒を微細化するが、Ｎの溶解量が少ない場合、後述する固溶化熱処理、冷間加工、二次熱処理からなる工程を経ても十分な数密度の炭窒化物を析出させることができない。ＭｎはＮの溶解度を高める作用があり、そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以上にする。一方、Ｍｎ含有量が７．０％以上の場合、国際公開第２００４／０８３４７７号に記載された技術が適用できるので、本実施形態では、Ｍｎ含有量を７．０％未満にする。したがって、Ｍｎ含有量は３．０％以上７．０％未満である。Ｍｎ含有量の下限は好ましくは４％である。Ｍｎ含有量の上限は好ましくは６．５％であり、さらに好ましくは６．２％である。
【００２０】
Ｃｒ：１５〜３０％
クロム（Ｃｒ）は、ステンレス鋼としての耐食性を確保する元素として、必須の成分である。一方、含有量が過剰になると延性及び靱性を低下させる粗大なＭ２３Ｃ６等の炭化物が多量に生成しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は１５〜３０％である。Ｃｒ含有量の下限は好ましくは１８％であり、さらに好ましくは２０％である。Ｃｒ含有量の上限は好ましくは２４％であり、さらに好ましくは２３．５％である。
【００２１】
Ｎｉ：１２．０％以上１７．０％未満
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト安定化元素として添加される。本実施形態においてＮｉは、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎ等との適正な組み合わせによって、高強度化と延性及び靱性の向上とに寄与する。Ｎｉ含有量が１２．０％未満では、冷間加工に伴い、オーステナイトの安定性が低下する場合がある。一方、Ｎｉ含有量が１７．０％以上では前述のＮｉの効果が飽和し、材料コストの上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は１２．０％以上１７．０％未満である。Ｎｉ含有量の下限は好ましくは１３％であり、さらに好ましくは１３．５％である。Ｎｉ含有量の上限は好ましくは１５％であり、さらに好ましくは１４．５％である。
【００２２】
Ａｌ：０．１０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。一方、Ａｌ含有量が過剰になると、シグマ相等の金属間化合物の生成が助長される。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下である。なお、脱酸の効果を確実にするためには、Ａｌを０．００１％以上含有することが好ましい。Ａｌ含有量の上限は好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。なお、本明細書のＡｌとはいわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）」を指す。
【００２３】
Ｎ：０．１０〜０．５０％
窒素（Ｎ）は、最も重要な固溶強化元素であると同時に、本実施形態においては微細な合金炭窒化物を形成することで結晶粒を微細化し、高強度化に寄与する。一方、Ｎ含有量が過剰になると、粗大な窒化物を形成し靱性等の機械的特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０〜０．５０％である。Ｎ含有量の下限は好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
【００２４】
Ｖ：０．０１〜１．０％及び／又はＮｂ：０．０１〜０．５０％
バナジウム（Ｖ）及びニオブ（Ｎｂ）は、合金炭窒化物の生成を促進し結晶粒の微細化に寄与するため、どちらか一方、又は両方を含有させる。一方、これらの元素を過剰に含有させても効果は飽和し、材料コストを上昇させる。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜１．０％であり、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．５０％である。Ｖ含有量の下限は好ましくは０．１０％である。Ｖ含有量の上限は好ましくは０．３０％である。Ｎｂ含有量の下限は好ましくは０．１５％である。Ｎｂ含有量の上限は好ましくは０．２８％である。Ｖ及びＮｂの両方を含有させると、より効果的である。
【００２５】
Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は不純物であって、鋼の靱性等に悪影響を及ぼす。Ｐ含有量は０．０５０％以下で、できるだけ少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０１８％以下である。
【００２６】
Ｓ：０．０５０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物であって、鋼の靱性等に悪影響を及ぼす。Ｓ含有量は０．０５０％以下で、できるだけ少ない方が好ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。
【００２７】
本実施形態によるオーステナイトステンレス鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、又は製造過程の環境等から混入する元素を意味する。
【００２８】
本実施形態によるオーステナイトステンレス鋼は、上述のＦｅの一部に代えて、下記の第１群〜第４群のいずれかの群から選択される１種以上の元素を含有する化学組成であっても良い。下記の第１群〜第４群に属する元素は、すべて選択元素である。すなわち、下記の第１群〜第４群に属する元素は、いずれも本実施形態によるオーステナイトステンレス鋼に含有されていなくても良い。また、一部だけが含有されていても良い。
【００２９】
より具体的には、例えば、第１群〜第４群の中から１つの群だけを選択し、その群から１種以上の元素を選択しても良い。この場合、選択した群に属するすべての元素を選択する必要はない。また、第１群〜第４群の中から複数の群を選択し、それぞれの群から１種以上の元素を選択しても良い。この場合も、選択した群に属するすべての元素を選択する必要はない。
【００３０】
［第１群］
Ｍｏ：０〜３．０％
Ｗ  ：０〜６．０％
第１群に属する元素は、モリブデン（Ｍｏ）及びタングステン（Ｗ）である。これらの元素は炭窒化物の生成と安定化を促し、かつ固溶強化にも寄与するという共通の効果を有する。一方、過剰に含有させてもその効果は飽和する。したがって、これらの元素の上限は、Ｍｏは３．０％、Ｗは６．０％である。これらの元素の好ましい下限は、いずれも０．３％である。
【００３１】
［第２群］
Ｔｉ：０〜０．５％
Ｚｒ：０〜０．５％
Ｈｆ：０〜０．３％
Ｔａ：０〜０．６％
第２群に属する元素は、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）、及びタンタル（Ｔａ）である。これらの元素は炭窒化物の生成を促進し、結晶粒を微細化するという共通の効果を有する。一方、過剰に含有させてもその効果は飽和する。したがって、これらの元素の上限は、Ｔｉ及びＺｒは０．５％、Ｈｆは０．３％、Ｔａは０．６％である。Ｔｉ及びＺｒの上限は好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｈｆの好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｔａの好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。これらの元素の好ましい下限は、いずれも０．００１％である。
【００３２】
［第３群］
Ｂ  ：０〜０．０２０％
Ｃｕ：０〜５．０％
Ｃｏ：０〜１０．０％
第３群に属する元素は、ボロン（Ｂ）、銅（Ｃｕ）、及びコバルト（Ｃｏ）である。これらの元素は、鋼の高強度化に寄与するという共通の効果を有する。Ｂは、析出物を微細化し、結晶粒を微細化することによって鋼を高強度化する。一方、含有量が過剰になると低融点の化合物を形成して熱間加工性を低下させる場合がある。したがって、Ｂ含有量の上限は０．０２０％である。Ｃｕ及びＣｏは、オーステナイト安定化元素であり、固溶強化によって鋼を高強度化する。一方、過剰に含有させてもその効果は飽和する。したがって、これらの元素の上限は、Ｃｕは５．０％、Ｃｏは１０．０％である。Ｂの好ましい下限は０．０００１％であり、Ｃｕ及びＣｏの好ましい下限は０．３％である。
【００３３】
［第４群］
Ｍｇ：０〜０．００５０％
Ｃａ：０〜０．００５０％
Ｌａ：０〜０．２０％
Ｃｅ：０〜０．２０％
Ｙ  ：０〜０．４０％
Ｓｍ：０〜０．４０％
Ｐｒ：０〜０．４０％
Ｎｄ：０〜０．５０％
第４群に属する元素は、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、イットリウム（Ｙ）、サマリウム（Ｓｍ）、プラセオジム（Ｐｒ）、及びネオジム（Ｎｄ）である。これらの元素は、鋼の鋳造時の凝固割れを防止する共通の効果を有する。一方、過剰に含有させると熱間加工性が低下する。したがって、これの元素の上限は、Ｍｇ及びＣａは０．００５０％、Ｌａ及びＣｅは０．２０％、Ｙ、Ｓｍ、及びＰｒは０．４０％、Ｎｄは０．５０％である。これらの元素の好ましい下限は、いずれも０．０００１％である。
【００３４】
［鋼の内部組織］
窒素は固溶強化には有効ではあるものの、積層欠陥エネルギーを低くすることにより変形時のひずみを局在化させることで水素環境脆化に対する耐久性を低下させる。また後述のように、本実施形態では冷間加工によって強化を図るが、冷間加工によって、転位密度が上昇し、トラップ水素量が増加するため、水素環境脆化に対する耐久性が低下する。
【００３５】
本実施形態では、後述の二次熱処理後に行う冷間加工（以下、二次冷間加工という）後の組織を調整することによって、１５００ＭＰａまでの高強度化と水素環境脆化の防止との両立を可能にする。具体的には、オーステナイト結晶粒の長径（Ａ）に対する短径（Ｂ）の比Ｂ／Ａを０．１よりも大きくすることで、冷間加工組織でありながら、優れた耐水素脆性を確保する。
【００３６】
二次冷間加工後のオーステナイト結晶粒の長径に対する短径の比を０．１よりも大きくするためには、二次冷間加工前の組織を制御する必要があり、合金炭窒化物を活用したピンニングが有効である。この効果を得るためには、大きさ５０〜１０００ｎｍの合金炭窒化物を観察断面で０．４個／μｍ２以上析出させることが好ましい。これらの合金炭窒化物は、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ等を主成分として含有し、Ｚ相、すなわちＣｒ（Ｎｂ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、ＭＸ型（Ｍ：Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ等、Ｘ：Ｃ、Ｎ）の結晶構造を有するものを指す。本実施形態における合金炭窒化物は、Ｆｅをほとんど含有しない炭窒化物を指し、Ｆｅを含むとしても１ａｔｏｍ％以下である。また、本実施形態における炭窒化物は、Ｃ（炭素）の含有量が究極的に少ない場合、すなわち、窒化物である場合を包含する。
【００３７】
本実施形態によるオーステナイトステンレス鋼のオーステナイト結晶粒は、上記に加えて、ＡＳＴＭ  Ｅ  １１２に準拠した結晶粒度番号が８．０以上である。結晶粒を微細化することによって、高窒素鋼の水素環境脆化に対する抵抗性を高めることができる。
【００３８】
上記組織を含んでいても、Ｎｉ含有量が少ない場合、水素環境脆化に対する抵抗性が低くなる場合がある。また冷間加工前の組織が耐水素脆性に優れたオーステナイトであったとしても、冷間加工によりマルテンサイト相が生じて、耐水素脆性が劣化する場合もある。本実施形態では、Ｎｉを含有させることによってオーステナイトの安定性を向上させるが、大きな加工度の冷間加工に対してもオーステナイトの安定性を十分確保できるように、本実施形態では、Ｎｉ含有量を１２．０％以上にする。
【００３９】
本実施形態によるオーステナイトステンレス鋼の引張強度は、１０００ＭＰａ以上であり、好ましくは１２００ＭＰａ以上である。一方、引張強度が１５００ＭＰａ以上になると、結晶粒の異方性が大きくなり、耐水素脆性を確保することが困難になる。そのため、引張強度は上限の観点では、１５００ＭＰａ未満であることが好ましい。
【００４０】
［製造方法］
以下、本発明の一実施形態によるオーステナイトステンレス鋼の製造方法を説明する。
【００４１】
二次冷間加工前に、結晶粒を微細化し、かつ好ましい態様として所望の数密度の微細な合金炭窒化物を析出させるためには、通常の方法では不可能であるが、例えば、下記に述べる固溶化熱処理、冷間加工、二次熱処理を順次行うことにより製造することが可能である。
【００４２】
図１は、本実施形態によるオーステナイトステンレス鋼の製造方法のフロー図である。本実施形態によるオーステナイトステンレス鋼の製造方法は、鋼材を準備する工程（ステップＳ１）と、鋼材を固溶化熱処理する工程（ステップＳ２）と、固溶化熱処理された鋼材を冷間加工する工程（ステップＳ３）と、冷間加工された鋼材を二次熱処理する工程（ステップＳ４）と、二次熱処理された鋼材を二次冷間加工する工程（ステップＳ５）とを備える。
【００４３】
上述した化学組成の鋼（以下、鋼材という。）を準備する（ステップＳ１）。具体的には例えば、上述した化学組成の鋼を溶製し、精錬する。精錬した鋼に、熱間鍛造や熱間圧延、熱間押し出し等の熱間加工を実施したものを鋼材としても良い。
【００４４】
鋼材を固溶化熱処理する（ステップＳ２）。具体的には、鋼材を１０００〜１２００℃の温度（以下、固溶化熱処理温度という。）に所定時間保持した後、冷却する。固溶化熱処理温度は、合金元素を充分に固溶させるため、１０００℃以上であり、好ましくは１１００℃以上である。一方、固溶化熱処理温度が１２００℃よりも高くなると結晶粒が極端に粗大化する。
【００４５】
本実施形態における固溶化熱処理は、後の二次熱処理（ステップＳ４）で炭窒化物を析出させるために必要な限度の固溶化が行われれば良く、炭窒化物形成元素のすべてが固溶化されなくても良い。固溶化熱処理された鋼材は、固溶化熱処理温度から急冷されることが好ましく、水冷（シャワー水冷やどぶ漬け）されることが好ましい。
【００４６】
また、固溶化熱処理をする工程（ステップＳ２）は、独立した工程でなくても良く、熱間押し出し等の熱間加工の工程後に急冷を行うことで、同等の効果を得ることができる。例えば、１１５０℃前後で熱間押し出し後、急冷を行えば良い。
【００４７】
固溶化熱処理した鋼材を冷間加工する（ステップＳ３）。冷間加工は例えば、冷間圧延、冷間鍛造、冷間抽伸等である。冷間加工における断面減少率は２０％以上にする。これによって、鋼中の炭窒化物の析出核が増加する。冷間加工における断面減少率の上限は特にないが、通常の部材に施される断面減少率を勘案すると、９０％以下であることが好ましい。なお、断面減少率（％）は、（冷間加工前の鋼材の断面積―冷間加工後の鋼材の断面積）×１００／（冷間加工前の鋼材の断面積）である。
【００４８】
冷間加工した鋼材を二次熱処理する（ステップＳ４）。具体的には、冷間加工した鋼材を９００℃以上かつステップＳ２の固溶化熱処理温度未満の温度（以下、二次熱処理温度という。）に所定時間保持した後、冷却する。二次熱処理によって、冷間加工によるひずみが除去されるとともに、微細な炭窒化物が析出し、結晶粒が微細化する。
【００４９】
二次熱処理温度は、上述のように、固溶化熱処理温度未満とする。結晶粒をより微細化するためには、二次熱処理温度は、［固溶化熱処理温度−２０℃］以下にすることが好ましく、［固溶化熱処理温度−５０℃］以下にすることがさらに好ましい。二次熱処理温度は、１１５０℃以下にすることが好ましく、１０８０℃以下にすることがさらに好ましい。一方、二次熱処理温度が９００℃未満になると粗大なＣｒ炭化物が生成して組織が不均一になる。
【００５０】
二次熱処理された鋼材を二次冷間加工する（ステップＳ５）。二次冷間加工は例えば、冷間圧延、冷間鍛造、冷間抽伸等である。二次冷間加工における断面減少率は１０％以上６５％未満である。二次冷間加工における断面減少率を６５％以上にすると、材料異方性やオーステナイトの安定性の低下によって、耐水素脆性及び水素中の疲労寿命が低下する。本実施形態では、オーステナイトの安定性を高める元素としてＮｉの含有量を多くすること、及び炭窒化物のピンニング効果によって、断面減少率を比較的高くしても、所定の耐水素脆性及び耐水素疲労特性が得られる。これによって、高強度化と、水素環境脆化の防止とを両立することができる。二次冷間加工における断面減少率は、下限の観点では、好ましくは３０％よりも高く、より好ましくは４０％以上である。
【実施例】
【００５１】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。【００５２】
表１に示す化学組成を有するステンレス鋼を５０ｋｇ真空溶解し、熱間鍛造により４０〜６０ｍｍの厚さのブロックとした。【００５３】
【表１】
0006004140.tif 000002
【００５４】
各ブロックを所定の厚さまで熱間圧延し鋼材とした。各鋼材に対し、表２に示す条件で固溶化熱処理、冷間加工、二次熱処理、及び二次冷間加工を実施して、厚さ８ｍｍの板材とした。なお、固溶化熱処理及び二次熱処理における保持時間は、いずれも１時間とした。また、冷間加工及び二次冷間加工として、いずれも冷間圧延を実施した。【００５５】
【表２】
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【００５６】
［組織観察］
得られた板材から、圧延方向及び肉厚方向に平行な断面が観察できるように試料を採取して樹脂に埋め込み、混酸（塩酸：硝酸＝１：１）で腐食した後、ＡＳＴＭ  Ｅ  １１２に準拠して結晶粒度番号を測定した。また、同試料からオーステナイト結晶粒の長径に対する短径の比（短径／長径）を求めた。なお、二次熱処理後、二次冷間加工前の板材からも同様に試料を採取して、結晶粒度番号を測定した。【００５７】
［引張強度、破断伸び］
板材の長手方向に平行部直径が３ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、常温大気中又は常温の８５ＭＰａの高圧水素ガス中でひずみ速度３×１０−６／ｓで引張試験を行い、引張強度、破断伸びを測定した。水素の影響は靱性の低下に顕著に現れることから、大気中破断伸びに対する水素中破断伸びの比を相対破断伸びとし、この相対破断伸びが８０％以上、好ましくは９０％以上であれば水素による延性低下は軽微であり、耐水素環境脆化特性に優れると解釈した。【００５８】
［疲労寿命］
板材の長手方向に外径７．５ｍｍの管状の疲労試験片を採取し、常温アルゴンガス中又は常温８５ＭＰａの高圧水素ガス中で疲労試験を行い、疲労寿命を測定した。試験片の内表面から発生した亀裂が外表面に到達した繰返し数（ｃｙｃｌｅ）を疲労寿命とした。水素の影響は疲労寿命の低下に顕著に現れることから、アルゴン中の疲労寿命に対する水素中の疲労寿命の比を相対疲労寿命とし、この相対疲労寿命が７０％以上であれば水素による疲労寿命の低下は軽微であり、耐水素疲労特性に優れると解釈した。【００５９】
［試験結果］
二次熱処理後の引張強度、二次冷間加工後の引張強度、オーステナイト結晶粒の長径に対する短径の比、二次熱処理後のオーステナイト結晶粒の結晶粒度番号、相対破断伸び、相対疲労寿命、水素中疲労寿命、アルゴン中疲労寿命、及び二次冷間加工後のオーステナイト結晶粒の結晶粒度番号を、前掲の表２に示す。【００６０】
試験番号１〜１５は、オーステナイト結晶粒の長径に対する短径の比が０．１よりも大きく、二次冷間加工後のオーステナイト結晶粒の結晶粒度番号が８．０以上であり、引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、かつ相対破断伸びが８０％以上、相対疲労寿命が７０％以上で、充分な耐水素脆性及び耐水素疲労特性を有していた。【００６１】
試験番号１６及び１７は、相対破断伸び、及び相対疲労寿命が低かった。これは、オーステナイト結晶粒の長径に対する短径の比が０．１以下であったこと、すなわち結晶粒異方性に起因すると考えられる。また、オーステナイト結晶粒の長径に対する短径の比が０．１以下となったのは、二次冷間加工での断面減少率が高すぎたためと考えられる。【００６２】
試験番号１８は、相対破断伸び、及び相対疲労寿命が低かった。これは、結晶粒が粗大であったためと考えられる。結晶粒が粗大化したのは、固溶化熱処理温度が高すぎたためと考えられる。【００６３】
試験番号１９は、相対破断伸び、及び相対疲労寿命が低かった。これは、結晶粒が粗大であったためと考えられる。結晶粒が粗大化したのは、二次熱処理温度が低すぎたため、Ｃｒ２Ｎが析出したためと考えられる。【００６４】
試験番号２０〜２３は、相対破断伸び、及び相対疲労寿命が低かった。これは、鋼種Ｌ、Ｍ、Ｎ、ＯのＮｉ含有量が少なすぎたため、冷間加工後のオーステナイトの安定性を確保できなかったためと考えられる。【００６５】
試験番号２４及び２５は、引張強度が１０００ＭＰａ未満であり、相対破断伸び、及び相対疲労寿命も低かった。試験番号２４の鋼種Ｐは、Ｍｎ含有量が低すぎ、その結果Ｎを充分に含有させることができなかった。試験番号２５の鋼種Ｑは、Ｎの含有量が少なかった。いずれもの場合も、Ｎによる固溶強化が不十分で、充分な引張強度が得られなかった。【００６６】
試験番号２６〜２８は、相対破断伸び、及び相対疲労寿命が低かった。これは、オーステナイト結晶粒の長径に対する短径の比が０．１以下であったこと、すなわち結晶粒異方性に起因すると考えられる。オーステナイト結晶粒の長径に対する短径の比が０．１以下となったのは、試験番号２６〜２８の鋼種Ｒが、Ｎｂ及びＶのいずれも含有せず、炭窒化物によるピンニング効果が得られなかったためと考えられる。【００６７】
図２は、二次冷間加工における断面減少率と、相対破断伸びとの関係を示す散布図である。図２は、表２から、鋼種が同じ（鋼種Ａ）データを抜き出して作成した。図２から、断面減少率が６５％未満であれば、安定して８０％以上の相対破断伸びが得られることが分かる。また、断面減少率が６５％未満であっても、固溶化熱処理温度が高すぎたり（試験番号１８）、二次熱処理温度が低すぎたり（試験番号１９）した場合には、相対破断伸びが低くなることが分かる。【００６８】
図３は、Ｎｉ含有量と、相対破断伸びとの関係を示す散布図である。図３は、表２から、二次冷間加工における断面減少率が同じ（６０％）データを抜き出して作成した。図３から、Ｎｉ含有量が１２．０％以上になると、相対破断伸びが顕著に高くなることが分かる。また、Ｎｉ含有量が１２．０％以上であっても、Ｎ含有量が低すぎる場合（鋼種Ｐ及びＱ）には、相対破断伸びが低くなることが分かる。さらに、Ｎｉ含有量が１２．０％以上であっても、Ｎｂ及びＶをいずれも含有していなければ（鋼種Ｒ）、相対破断伸びが低くなることが分かる。【００６９】
図４は、Ｎｉ含有量と、水素中疲労寿命との関係を示す散布図である。図４は、表２から、二次冷間加工における断面減少率が同じ（６０％）データを抜き出して作成した。図４から、Ｎｉ含有量が１２．０％以上になると、水素中疲労寿命が顕著に長くなることが分かる。また、Ｎｉ含有量が１２．０％以上であっても、Ｎ含有量が低すぎる場合（鋼種Ｐ及びＱ）には、水素中疲労寿命が短くなることが分かる。さらに、Ｎｉ含有量が１２．０％以上であっても、Ｎｂ及びＶのいずれも含有していなければ（鋼種Ｒ）、水素中疲労寿命が短くなることが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００７０】
本発明によれば、例えば溶接を行わずに使用する高圧水素用部材に対して要求される耐水素脆性及び耐水素疲労特性が良好な、高強度オーステナイトステンレス鋼を提供することが可能である。
【要約】
耐水素脆性及び耐水素疲労特性が良好な高強度のオーステナイトステンレス鋼を提供する。オーステナイトステンレス鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以上７．０％未満、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：１２．０％以上１７．０％未満、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．１０〜０．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０１〜１．０％及びＮｂ：０．０１〜０．５０％の少なくとも一種、等を含有し、残部：Ｆｅ及び不純物であり、オーステナイト結晶粒の長径に対する短径の比が０．１よりも大きく、前記オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号が８．０以上であり、引張強度が１０００ＭＰａ以上である。【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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