(57)【要約】【課題】熱間加工性に優れ、かつ高圧水素ガス環境下において優れた機械的特性を有するステンレス鋼を提供する。【解決手段】化学組成が、質量％で、C≦0.08％、Si：0.2-1.0％、Mn：0.2-2.0％、P≦0.04％、S：0.0003-0.005％、Ni：20.0-32.0％、Cr：12.0-23.0％、Ti：2.0-5.0％、Al：0.5-3.0％、N≦0.02％、B：0.0005-0.010％、V：0-1.0％、Nb：0-1.0％、Ta：0-1.0％、Hf：0-1.0％、Mo：0-3.0％、W：0-6.0％、Cu：0-5.0％、Co：0-3.0％を含み、更に、Mg：0.0001-0.010％、Ca：0.0001-0.010％及びREM：0.001-0.10％から選択される１種以上を含み、残部がFeおよび不純物であり、［3.5≦Ti+48/27Al≦6.5］、［0.30≦Ti/(Ti+48/27Al)≦0.80］および［0.0003≦S+2×O-32(Σ[REM/A(REM)]+Mg/24+Ca/40)≦0.0015］を満足する、ステンレス鋼。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８％以下、
Ｓｉ：０．２〜１．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０００３〜０．００５％、
Ｎｉ：２０．０〜３２．０％、
Ｃｒ：１２．０〜２３．０％、
Ｔｉ：２．０〜５．０％、
Ａｌ：０．５〜３．０％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｎｂ：０〜１．０％、
Ｔａ：０〜１．０％、
Ｈｆ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｗ：０〜６．０％、
Ｃｕ：０〜５．０％、
Ｃｏ：０〜３．０％、
を含み、さらに、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、および、
ＲＥＭ：０．００１〜０．１０％、
から選択される１種以上を含み、
残部がＦｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）〜（iii）式を満足する、
ステンレス鋼。
３．５≦Ｔｉ＋４８／２７Ａｌ≦６．５      ・・・（ｉ）
０．３０≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋４８／２７Ａｌ）≦０．８０      ・・・（ii）
０．０００３≦Ｓ＋２×Ｏ−３２（Σ［ＲＥＭ／Ａ（ＲＥＭ）］＋Ｍｇ／２４＋Ｃａ／４０）≦０．００１５      ・・・（iii）
但し、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、Ａ（ＲＥＭ）は各希土類元素の原子量を表す。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％、
Ｔａ：０．０１〜１．０％、および、
Ｈｆ：０．０１〜１．０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載のステンレス鋼。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｗ：０．０１〜６．０％、
Ｃｕ：０．０１〜５．０、および、
Ｃｏ：０．０１〜３．０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１または請求項２に記載のステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ステンレス鋼に関する。
【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、およ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、燃料電池自動車の車載用配管、容器、バルブまたは継手等の用途に用いられる候補材料のひとつである。しかし、高圧の水素ガス環境では、ステンレス鋼といえど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る自動車用圧縮水素容器例示基準では、水素脆化を起こさないステンレス鋼としてオーステナイト系の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ならびに水素ステーションの高圧操業の必要性を考慮した場合、容器または配管等に用いられるステンレス鋼には既存のＳＵＳ３１６Ｌ以上の高強度を有し、かつ水素ガス環境で水素環境脆化を起こさないステンレス鋼が要望されている。
【０００４】
このようなニーズに対応して、例えば、特許文献１では、金属間化合物であるγ´相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出強化を用い、１１５０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ水素ガス環境で水素脆化を起こさないステンレス鋼が開示されている。また、特許文献２では、金属組織中にη相を含まず、γ´相を体積率で１５％以上含有させた、高温特性および水素脆化特性に優れたＦｅ−Ｎｉ基合金が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１４−０４７４０９号公報
【特許文献２】特開２０１４−１２９５７６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
γ´相の析出強化を用いることで合金の強度を極めて高めることができるが、こうした合金は熱間加工性が劣化する場合があるため、改善の余地が残されている。
【０００７】
本発明は上記の問題を解決し、熱間加工性に優れ、かつ高圧水素ガス環境下において優れた機械的特性を有するステンレス鋼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】
【０００８】
本発明は、上記課題を解決するために完成されたものであり、下記のステンレス鋼を要旨とする。
【０００９】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８％以下、
Ｓｉ：０．２〜１．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０００３〜０．００５％、
Ｎｉ：２０．０〜３２．０％、
Ｃｒ：１２．０〜２３．０％、
Ｔｉ：２．０〜５．０％、
Ａｌ：０．５〜３．０％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｎｂ：０〜１．０％、
Ｔａ：０〜１．０％、
Ｈｆ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｗ：０〜６．０％、
Ｃｕ：０〜５．０％、
Ｃｏ：０〜３．０％、
を含み、さらに、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、および、
ＲＥＭ：０．００１〜０．１０％、
から選択される１種以上を含み、
残部がＦｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）〜（iii）式を満足する、
ステンレス鋼。
３．５≦Ｔｉ＋４８／２７Ａｌ≦６．５      ・・・（ｉ）
０．３０≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋４８／２７Ａｌ）≦０．８０      ・・・（ii）
０．０００３≦Ｓ＋２×Ｏ−３２（Σ［ＲＥＭ／Ａ（ＲＥＭ）］＋Ｍｇ／２４＋Ｃａ／４０）≦０．００１５      ・・・（iii）
但し、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、Ａ（ＲＥＭ）は各希土類元素の原子量を表す。
【００１０】
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％、
Ｔａ：０．０１〜１．０％、および、
Ｈｆ：０．０１〜１．０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載のステンレス鋼。
【００１１】
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜３．０％、
Ｗ：０．０１〜６．０％、
Ｃｕ：０．０１〜５．０、および、
Ｃｏ：０．０１〜３．０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載のステンレス鋼。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、良好な熱間加工性を有し、かつ水素ガス環境で水素環境脆化を起こさず、優れた機械的特性を有する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】
【００１３】
本発明者らは、γ´析出強化型ステンレス鋼の熱間加工性と強度特性とを詳細に調査した結果、以下の知見を得るに至った。
【００１４】
（ａ）熱間加工性は不純物元素であるＳを低減することに加え、Ｓを鋼中で安定に固定するＭｇ、Ｃａおよび希土類元素（ＲＥＭ）を含有させることで改善する。
【００１５】
（ｂ）一方、Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭを過剰に含有させると、γ´相の析出処理後、すなわち時効処理後の強度が低減することが判明した。この原因として、フリーのＳがγ´相の析出する際の析出サイトを増加させる効果を有しており、フリーＳが枯渇した結果、析出サイトが減少したことが推察される。
【００１６】
（ｃ）熱間加工性と時効後強度とを両立するためには、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＳに加えて、Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭと結合しやすいＯの含有量を厳格に調節することが必要である。
【００１７】
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。
【００１８】
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。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。
【００１９】
Ｃ：０．０８％以下
Ｃは、オーステナイト安定化元素ではあるが、同時に鋭敏化の原因にもなる元素であるため、本発明においては、Ｃ含有量は低い方がよい。Ｃ含有量が０．０８％を超えると、炭化物が粒界に析出しやすくなり、靭性等へ悪影響を及ぼす。そのため、Ｃ含有量は０．０８％以下とする。Ｃ含有量は０．０７％以下であるが好ましく、０．０６％以下であるのがより好ましい。
【００２０】
Ｓｉ：０．２〜１．０％
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上に有効な元素である。このような効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．２％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、オーステナイトの安定性が低下して、σ相などの金属間化合物の生成を助長する。そのため、Ｓｉ含有量は０．２〜１．０％とする。Ｓｉ含有量は０．８％以下であるのが好ましく、０．６％以下であるのがより好ましい。
【００２１】
Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸作用を有するとともに、オーステナイトの安定化にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．２％以上とする必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、熱間加工性および靭性の低下を招く。そのため、Ｍｎ含有量は０．２〜２．０％とする。Ｍｎ含有量は１．７％以下であるのが好ましく、１．５％以下であるのがより好ましい。
【００２２】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含まれ、多量に含まれる場合には、熱間加工性および溶接性を著しく低下させる。そのため、Ｐの含有量に上限を設けて０．０４％以下とする。Ｐの含有量は０．０３５％以下であるのが好ましく、０．０３％以下であるのがより好ましい。なお、Ｐの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製造コストの増大を招く。そのため、Ｐ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．０００８％以上であるのがより好ましい。
【００２３】
Ｓ：０．０００３〜０．００５％
Ｓは、不純物として鋼中に含まれ、γ´相の析出を促進する重要な元素である。この効果を得るには、Ｓ含有量を０．０００３％以上とする必要がある。一方、Ｓは熱間加工性を低下させるため、含有量が過剰になるのは避ける必要がある。そのため、Ｓ含有量は０．０００３〜０．００５％とする。Ｓ含有量は０．００４％以下であるのが好ましく、０．００３％以下であるのがより好ましい。
【００２４】
Ｎｉ：２０．０〜３２．０％
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、微細なγ´相［立方晶Ｎｉ３（Ｔｉ，Ａｌ）］を析出させ鋼の高強度化に作用する元素である。Ｎｉ含有量が２０．０％未満では、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が３２．０％を超えると、転位の局在化（プラナー化）が起こり易くなり、水素環境脆化特性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は２０．０〜３２．０％とする。Ｎｉ含有量は２２．０％以上であるのが好ましく、２３．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｎｉ含有量は３１．０％以下であるのが好ましく、３０．０％以下であるのがより好ましい。
【００２５】
Ｃｒ：１２．０〜２３．０％
Ｃｒは、高温での耐酸化性および耐食性の確保のために必須の元素である。上述のＮｉ含有量の範囲で、上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量を１２．０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃｒ含有量が２３．０％を超えると、高温でのオーステナイトの安定性が劣化して、金属間化合物であるσ相の析出を助長して靭性の低下を招く。したがって、Ｃｒ含有量は１２．０〜２３．０％とする。Ｃｒ含有量は１３．０％以上であるのが好ましく、１３．５％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は２１．０％以下であるのが好ましく、２０．０％以下であるのがより好ましい。
【００２６】
Ｔｉ：２．０〜５．０％
Ｔｉは、Ｎｉと結合して微細な金属間化合物として粒内に析出して析出強化をもたらす。また、炭化物としても析出して、オーステナイト結晶粒を微細にして引張強さの向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｔｉ含有量を２．０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると金属間化合物相が多量に析出し、熱間加工性および靱性の低下を招く。そのため、Ｔｉ含有量は２．０〜５．０％とする。Ｔｉ含有量は２．３％以上であるのが好ましく、２．５％以上であるのがより好ましい。また、Ｔｉ含有量は４．７％以下であるのが好ましく、４．５％以下であるのがより好ましい。
【００２７】
Ａｌ：０．５〜３．０％
Ａｌは、脱酸作用を有するとともに、Ｔｉと同様に、Ｎｉと結合して微細な金属間化合物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する。それらの効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．５％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になるとγ´相ではなくβ相（ＮｉＡｌ）が析出するようになり、かえって強度低下を招く。そのため、Ａｌ含有量は０．５〜３．０％とする。Ａｌ含有量は０．７％以上であるのが好ましく、０．８％以上であるのがより好ましい。また、Ａｌ含有量は２．７％以下であるのが好ましく、２．５％以下であるのがより好ましい。
【００２８】
３．５≦Ｔｉ＋４８／２７Ａｌ≦６．５      ・・・（ｉ）
０．３０≦Ｔｉ／（Ｔｉ＋４８／２７Ａｌ）≦０．８０      ・・・（ii）
但し、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％）を表す。
【００２９】
ＴｉおよびＡｌは、共にＮｉとの金属間化合物であるγ´相を形成する。そのため、各々の含有量だけでなく、双方を考慮して含有量を調整する必要がある。ＴｉおよびＡｌの含有量がともに低いと、γ´相の十分な析出が得られず良好なクリープ特性が得られない。一方、ＴｉおよびＡｌの含有量がともに過剰であると、γ´相の多量の析出により、靭性の低下を招く。そのため、上記（ｉ）式を満足する必要がある。上記（ｉ）式の中辺値は、３．８％以上であるのが好ましく、４．０％以上であるのが好ましい。また、上記中辺値は、６．２％以下であるのが好ましく、６．０％以下であるのがより好ましい。
【００３０】
ＴｉおよびＡｌの比率も、金属間化合物の析出量および析出形態に影響を及ぼす。原子量比でＴｉおよびＡｌに対するＴｉの比率が小さくなると、γ´相の析出量が低下する。一方、ＴｉおよびＡｌに対するＴｉの比率が大きくなると、微細に析出するγ´相の量が低下し、針状で粗大な析出物であるη相（六方晶Ｎｉ３Ｔｉ）が増加して、クリープ強度の低下および靭性の低下を招く。そのため、上記（ii）式を満足する必要がある。上記（ii）式の中辺値は、０．３５以上であるのが好ましく、０．４０以上であるのがより好ましい。また、上記中辺値は、０．７５以下であるのが好ましく、０．７０以下であるのがより好ましい。
【００３１】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは不純物として合金に含まれ、その含有量が過剰になると粗大なＴｉＮとして析出し、固溶Ｔｉ量を低下させる。その結果、γ´相の析出量が減少して、強度低下を招く。また、粗大なＴｉＮ析出物は靭性および熱間加工性の劣化をもたらす。そのため、Ｎ含有量に上限を設けて０．０２％以下とする。Ｎ含有量は０．０１７％以下であるのが好ましく、０．１５％以下であるのがより好ましい。なお、Ｎ含有量は可能な限り低減させることが好ましいが、極度の低減は製造コストの増加を招く。そのため、Ｎ含有量は０．００２％以上であるのが好ましく、０．００４％以上であるのがより好ましい。
【００３２】
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％
Ｂは、粒界に偏析して粒界を強化し、熱間加工性を向上させる元素である。この効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になると、溶接性が劣化することに加えて、熱間加工性が劣化する。そのため、Ｂ含有量は０．０００５〜０．０１０％とする。Ｂ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００６％以下であるのがより好ましい。
【００３３】
Ｖ：０〜１．０％
Ｖは、Ｃと結合して微細な炭化物を形成し、結晶粒の微細化および引張強さの向上に寄与する。そのため、必要に応じてＶを含有させてもよい。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると炭化物または炭窒化物として多量に析出し、延性の低下を招く。したがって、Ｖ含有量は１．０％以下とする。Ｖ含有量は０．８％以下であるのが好ましく、０．５％以下であるのがより好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Ｖ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。
【００３４】
Ｎｂ：０〜１．０％
Ｎｂは、Ｖと同様にＣと結合して微細な炭化物として粒内に析出し、結晶粒の微細化および引張強さの向上に寄与する。そのため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると炭化物または炭窒化物として多量に析出し、延性および靱性の低下を招く。したがって、Ｎｂ含有量は１．０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．８％以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。
【００３５】
Ｔａ：０〜１．０％
Ｔａは、ＶおよびＮｂと同様にＣと結合して微細な炭化物として粒内に析出し、結晶粒の微細化および引張強さの向上に寄与する。そのため、必要に応じてＴａを含有させてもよい。しかしながら、Ｔａ含有量が過剰になると炭化物または炭窒化物として多量に析出し、延性および靱性の低下を招く。したがって、Ｔａ含有量は１．０％以下とする。Ｔａ含有量は０．８％以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Ｔａ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。
【００３６】
Ｈｆ：０〜１．０％
Ｈｆは、Ｖ、ＮｂおよびＴａと同様にＣと結合して微細な炭化物として粒内に析出し、結晶粒の微細化および引張強さの向上に寄与する。そのため、必要に応じてＨｆを含有させてもよい。しかしながら、Ｈｆ含有量が過剰になると炭化物または炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招く。したがって、Ｈｆ含有量は１．０％以下とする。Ｈｆ含有量は０．８％以下であるのが好ましい。一方、上記の効果を得たい場合は、Ｈｆ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。
【００３７】
なお、Ｖ、Ｎｂ、ＴａおよびＨｆから選択される２種以上の元素を複合して含有させる場合の合計量は、２．０％以下とすることが好ましく、１．８％以下とすることがより好ましい。
【００３８】
Ｍｏ：０〜３．０％
Ｍｏは、マトリックス中に固溶し、固溶強化として引張強さの向上に寄与する。そのため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になるとオーステナイトの安定性が失われて、靭性を劣化させる。したがって、Ｍｏ含有量は３．０％以下とする。一方、上記効果を得たい場合は、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
【００３９】
Ｗ：０〜６．０％
Ｗは、Ｍｏと同様にマトリックス中に固溶し固溶強化として引張強さの向上に寄与する。そのため、必要に応じてＷを含有させてもよい。しかしながら、Ｗ含有量が過剰になるとオーステナイトの安定性が失われて、靭性を劣化させる。したがって、Ｗ含有量は６．０％以下とする。一方、上記効果を得たい場合は、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
【００４０】
なお、Ｍｏ、Ｗを複合して含有させる場合は、Ｍｏ＋１／２Ｗの値を４．０％以下とすることが好ましく、３．５％以下とすることがより好ましい。
【００４１】
Ｃｕ：０〜５．０％
Ｃｕは、オーステナイトを安定にし、また時効時にマトリックス中にＣｕ相として析出し強度の向上に寄与する。そのため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が過剰になると熱間加工性が劣化をする。したがって、Ｃｕ含有量は５．０％以下とする。一方、上記効果を得たい場合は、オーステナイトの安定性のみであれば、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。また、Ｃｕ相の析出による強化を得たい場合は、Ｃｕ含有量を２．０％以上とすることが好ましい。
【００４２】
Ｃｏ：０〜３．０％
Ｃｏは、オーステナイトを安定にする。そのため、必要に応じてＣｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏの含有量が過剰になると製造コストの上昇を招く。したがって、Ｃｏ含有量は３．０％以下とする。一方、上記効果を得たい場合は、Ｃｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
【００４３】
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、および、
ＲＥＭ：０．００１〜０．１０％、
から選択される１種以上
Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭは、いずれも、Ｓと化合物を形成してマトリックス中のＳ量を低減し、熱間加工性を向上させる。Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭから選択される１種以上を含有させることにより、上述の効果が得られる。
【００４４】
Ｍｇのみを選択して含有させる場合、上述の効果を得るには０．０００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｇ含有量が過剰になると、Ｏと結合して、清浄性を著しく低下させ、かえって熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましい。また、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましく、０．０００３％以上であるのがより好ましい。
【００４５】
Ｃａのみを選択して含有させる場合、上述の効果を得るには０．０００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になると、Ｏと結合して、清浄性を著しく低下させ、かえって熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましい。また、Ｃａ含有量は、０．０００２％以上であるのが好ましく、０．０００３％以上であるのがより好ましい。
【００４６】
なお、ＭｇおよびＣａを複合して含有させる場合の合計量は、０．０１０％以下であることが好ましく、０．００８％以下であることがより好ましい。
【００４７】
ＲＥＭのみを選択して含有させる場合、上述の効果を得るには０．００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、ＲＥＭ含有量が過剰になると、熱間加工性および溶接性の劣化をもたらす。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１０％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．０９％以下であるのが好ましく、０．０８％以下であるのがより好ましい。また、ＲＥＭ含有量は０．００２％以上であるのが好ましく、０．００３％以上であるのがより好ましく、０．００５％以上であるのがさらに好ましい。
【００４８】
なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量は、これらのうちの１種以上の元素の合計含有量を指す。また、ＲＥＭについては一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように調整してもよい。
【００４９】
０．０００３≦Ｓ＋２×Ｏ−３２（Σ［ＲＥＭ／Ａ（ＲＥＭ）］＋Ｍｇ／２４＋Ｃａ／４０）≦０．００１５      ・・・（iii）
但し、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、Ａ（ＲＥＭ）は各希土類元素の原子量を表す。
【００５０】
上述のように、Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭは、Ｓを化合物として固定することでマトリックスのＳを低減し、熱間加工性を向上させるが、Ｓを固定しすぎると時効後の強度の低下を招く。また、これらの元素はＯとも容易に結びつくため、鋼中のＯ含有量も併せて考慮する必要がある。これらのことから、上記（iii）式を満足するよう調整する。
【００５１】
本発明のステンレス鋼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。
【００５２】
２．製造方法
本発明の析出強化型ステンレス鋼の製造方法については特に制限はないが、例えば、上述の化学組成を有する鋼塊または鋳片に、熱間加工を施すことによって製造することができる。また、当該熱間加工の後に、必要に応じて熱間押出等の異なる方法の熱間加工または冷間圧延等の冷間加工を施してもよい。
【００５３】
さらに上記の工程の後、部位ごとの金属組織および機械的性質のばらつきを抑制し、熱間加工で生じた不均一な析出を一旦固溶させるため、８５０〜１０００℃の温度範囲まで加熱して３ｍｉｎ以上保持する固溶化熱処理を施すことが好ましい。加熱保持後は、合金部材を水冷等により急冷することが好ましい。
【００５４】
次に、時効熱処理によりγ´相を析出させる。上記処理を施し析出強化させることによって、高強度化が可能となる。γ´相を適正に析出させるためには、時効熱処理温度を６３０〜７７０℃とすることが好ましく、熱処理時間を８ｈ以上とすることが好ましい。
【００５５】
時効熱処理温度を６３０℃以上にすることによって、γ´相を十分に析出させることができ、目標の強度を得ることができる。しかし、時効熱処理温度が７７０℃を超えると過時効となり、γ´相が粗大化し強度低下を招く。また、時効熱処理時間が８ｈ未満ではγ´相の析出が不十分で所望の強度が得られない。時効熱処理時間の上限は特にないが、熱処理時間が過剰に長くなると過時効となり強度が低下するとともに、製造コストが増加するため、２４ｈ以下とすることが好ましい。
【００５６】
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】
【００５７】
表１に示す化学組成を有するステンレス鋼を高周波真空溶解によって溶製し、５０ｋｇの鋼塊を得た。その後、熱間鍛造および熱間圧延を施すことにより、厚さ１５ｍｍの板材とした。
【００５８】
【表１】
2018095929.tif 000002
【００５９】
熱間圧延後の板材より、外径１０ｍｍの丸棒引張試験片を切り出し、グリーブル試験機により１０００℃においてひずみ速度１０（ｓ−１）で引張試験を行い、絞り値を求めた。熱間加工性の評価においては、熱間圧延ままの状態での絞り値が７０％以上の場合を合格（○）、７０％未満の場合を不合格（×）とした。
【００６０】
その後、熱間圧延後の板材に対してさらに冷間圧延を施し、厚さ１０．５ｍｍの冷延鋼板とした。そして、得られた冷延鋼板に対して、まず９００℃で３０ｍｉｎ保持した後に水冷する固溶化熱処理を施した。続いて、７５０℃で２４ｈ保持した後に放冷する時効処理を施し、試験材を得た。
【００６１】
上記試験材の長手方向から、平行部直径が２．５ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、常温大気中および常温の８５ＭＰａの高圧水素ガス中のそれぞれにおいて、ひずみ速度３×１０−６（ｓ−１）で引張試験を行い、引張強さおよび相対破断伸びを測定した。引張強さの評価においては、高圧水素ガス中での引張強さが１１５０ＭＰａ以上の場合を合格（○）、１１５０ＭＰａ未満の場合を不合格（×）とした。
【００６２】
水素の影響は延性の低下に顕著に現れることから、下式で表わされるように、水素中破断伸びと大気中破断伸びとの比を相対破断伸びとした。なお、この相対破断伸びが８０％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判断できる。そのため、耐水素脆化特性の評価においては、相対破断伸びが８０％以上である場合を合格（○）とし、８０％未満である場合を不合格（×）とした。
相対破断伸び（％）＝（水素中破断伸び）／（大気中破断伸び）×１００
【００６３】
これらの結果を表２にまとめて示す。
【００６４】
【表２】
2018095929.tif 000003
【００６５】
表２に示すように、本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．１〜６においては、１０００℃における絞り値が７０％以上であり熱間加工性に優れるとともに、高圧水素ガス中での引張強さが１１５０ＭＰａ以上で、かつ、相対伸びも８０％以上であり良好な耐水素環境脆化特性を示す結果となった。
【００６６】
これに対して、比較例である試験Ｎｏ．７〜１２においては、熱間加工性、引張強さおよび水素脆化特性の少なくともいずれかが劣る結果となった。具体的には、試験Ｎｏ．７は、（iii）式中辺値が上限を超えているため、Ｓの粒界偏析によって粒界脆化が生じ、グリーブル試験の絞り値が７０％未満であり、熱間加工性が劣る結果となった。また、試験Ｎｏ．８は、（iii）式中辺値が下限値未満であり、固溶Ｓが無くなったため、熱間加工性は良好であるものの、γ´相の析出密度が低下し、引張強さが劣る結果となった。
【００６７】
試験Ｎｏ．９は、（ｉ）式中辺値が下限値未満であるため、γ´相の析出量が少なく引張強さが劣る結果となった。試験Ｎｏ．１０は、（ｉ）式中辺値が上限を超えているため、γ´相の析出は十分で強度は満足するものの、熱間加工性が劣化する結果となった。
【００６８】
試験Ｎｏ．１１は、（ii）式中辺値が上限を超えているため、η相の析出が顕著となり、引張強さが劣るとともに、水素脆化特性も劣化する結果となった。試験Ｎｏ．１２は、（ii）式中辺値が下限値未満であるため、γ´相の析出量が少なくなり、引張強さが劣る結果となった。
【産業上の利用可能性】
【００６９】
本発明によれば、良好な熱間加工性を有し、かつ水素ガス環境で水素環境脆化を起こさず、優れた機械的特性を有するステンレス鋼を得ることができる。したがって、本発明のステンレス鋼は、高圧水素ガスのタンク、配管等として使用されるのに好適である。