(57)【要約】７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境下で使用できる高強度ステンレス鋼とその製造方法を提供する。  質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：５．０〜３０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００１〜０．３０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、かつ、加工方向の直角方向に沿った断面のＸ線（１１１）積分強度がランダム方位の５倍以下であり、かつ、加工方向に沿った断面のＸ線積分強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）≦１０である。  前記化学組成は、さらに、次の群から選んだ少なくとも１種以上を所定量含有するものであってもよい。（１）Ｍｏ、Ｗ、（２）Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、（３）Ｂ、（４）Ｃｕ、Ｃｏ、（５）Ｍｇ、Ｃａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｓｍ、Ｐｒ、Ｎｄ。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：５．０〜３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００１〜０．３０％、
残部がＦｅおよび不純物
からなる化学組成を有し、かつ、加工方向に対して直角方向に沿った断面のＸ線積分強度Ｉ（１１１）がランダム方位の５倍以下であり、かつ、
加工方向に沿った断面のＸ線積分強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）≦１０である組織を有することを特徴とする水素ガス用オーステナイトステンレス鋼。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．３〜３．０％、Ｗ：０．３〜６．０％、
の何れか１種以上を含有する請求項１記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｖ：０．００１〜１．０％、Ｎｂ：０．００１〜１．０％、
Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜１．０％、
Ｚｒ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％、
の何れか１種以上を含有する請求項１に記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｖ：０．００１〜１．０％、Ｎｂ：０．００１〜１．０％、
Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜１．０％、
Ｚｒ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％、
の何れか１種以上を含有する請求項２に記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項５】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．２０超〜１．０％、Ｔａ：０．４０超〜１．０％、
Ｔｉ：０．１０超〜１．０％、
の何れか１種以上を含有し、かつ、Ｃ＋Ｎ≦０．０５％である請求項３記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項６】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｎｂ：０．２０超〜１．０％、Ｔａ：０．４０超〜１．０％、
Ｔｉ：０．１０超〜１．０％、
の何れか１種以上を含有し、かつ、Ｃ＋Ｎ≦０．０５％である請求項４記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項７】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｂ：０．０００１％〜０．０２０％、
を含有する請求項１に記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項８】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｂ：０．０００１％〜０．０２０％、
を含有する請求項２に記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項９】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｂ：０．０００１％〜０．０２０％、
を含有する請求項３に記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項１０】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｂ：０．０００１％〜０．０２０％、
を含有する請求項４に記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項１１】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｂ：０．０００１％〜０．０２０％、
を含有する請求項５に記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項１２】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｂ：０．０００１％〜０．０２０％、
を含有する請求項６に記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項１３】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．３〜２．０％、Ｃｏ：０．３〜５．０％、
の何れか１種以上を含有する請求項１ないし１２のいずれかに記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項１４】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｌａ：０．０００１〜０．２０％、
Ｃｅ：０．０００１〜０．２０％、
Ｙ  ：０．０００１〜０．４０％、
Ｓｍ：０．０００１〜０．４０％、
Ｐｒ：０．０００１〜０．４０％、
Ｎｄ：０．０００１〜０．５０％、
の何れか１種以上を含有する請求項１ないし１２のいずれかに記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項１５】
オーステナイト平均粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１ないし１２のいずれかに記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項１６】
オーステナイト平均粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１４に記載のオーステナイトステンレス鋼。
【請求項１７】
請求項１ないし１４のいずれかに記載の化学組成の鋼に、室温〜２００℃の温度範囲で、断面減少率１０〜５０％の塑性加工を施した後、前記塑性加工の加工方向とは異なる方向に断面減少率５％以上の最終の塑性加工を施すことを特徴とする水素ガス用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】  本発明は、水素ガス環境下で使用され、優れた機械的性質（強度・延性）と耐食性を有するステンレス鋼とその製造方法に関する。さらに本発明は、そのようなステンレス鋼からなる水素ガス用配管、ボンベ、バルブ等の水素ガス用機器類に関する。
本発明にかかるステンレス鋼は、特に、燃料電池自動車や水素ガスステーションなどの高圧水素ガス環境下に曝される構造機器用鋼材、特に配管、ボンベ、バルブ用の鋼材として適している。
【背景技術】  すでに良く知られているように、燃料電池自動車は水素と酸素を燃料として電気動力を得るため、従来のガソリンやディーゼル自動車のように二酸化炭素（ＣＯ２）や窒素酸化物（ＮＯｘ）、硫黄酸化物（ＳＯｘ）などの有害物質を排出しない次世代のクリーン自動車として注目され、我が国においても経済産業省の主導で２０２０年までに５００万台の導入が計画されている。
現在、燃料電池自動車では燃料の水素を如何に生成・貯蔵するかが実用化への最大の課題となっており、種々の研究開発が進められている。
その代表的な方法には、水素ガスボンベを自動車に直接搭載する方式、メタノールやガソリンを車載の改質器で改質して水素を得る方式、水素を吸収させた水素吸蔵合金を自動車に搭載する方式、などがある。
これらの方式にはそれぞれ一長一短あるが、我が国においては２００２年１２月に水素ガスボンベを搭載した燃料電池自動車が世界に先駆けて市販され、国土交通省などの公用車として既に数台が使用されている。
しかしながら、現状の燃料電池自動車は最高速度約１５０ｋｍ／ｈ、出力約１００馬力で自家用車としてはガソリン自動車に近い性能を実現できているものの、ボンベサイズの制約から連続走行距離が３００ｋｍ以下しかなく、一般への普及の障害になっている。
現在、我が国においては高圧水素ガスボンベを搭載した燃料電池自動車の改良・低コスト化によって、次世代のクリーン自動車の普及を促進すべく種々の研究開発が加速されているが、そのためには以下のような課題を克服する必要がある。
すなわち、連続走行距離の延長、水素ガスステーションの設置等のインフラ整備、さらには水素に関する安全性向上技術の開発などである。
走行距離を例えば５００ｋｍにまで延長するためには、車載ボンベの水素ガス圧力を現状の３５ＭＰａから７０ＭＰａへ高圧化することが必要と試算されている。また、既存のガソリンスタンドに替わって、水素ガスステーションが必要になるが、ここでは高圧水素ガスの生成・輸送・貯蔵と迅速な充填（車への供給）が必要となる。
また、水素ガスは可燃性のため、その取り扱いには細心の注意を要するが、特に５０ＭＰａを越える超高圧水素ガスと機器部材の構造との相互作用については不明な点も多く、その安全な利用技術の確立が強く望まれている。
特に、材料という面から考えてみると、昨年市販された燃料電池自動車には、現在その健全性が広く認知されている既存のオーステナイトステンレス鋼ＳＵＳ３１６系材料が使用されている。これは３５ＭＰａ程度までの水素ガス環境下で耐水素脆化感受性が他の構造用鋼（例えば、炭素鋼ＳＴＳ４８０（ＪＩＳ  Ｇ３４５５）やＳＵＳ３０４系ステンレス鋼）に比較して良好であることと、加工性、溶接性などの利用技術が確立しているためである。
ところが、このＳＵＳ３１６鋼を３５ＭＰａから７０ＭＰａに高めた水素ガス圧下で使用するには、例えば、従来は外径２６．２ｍｍ、内径２０ｍｍ（管肉厚３．１ｍｍ）であった配管が、外径３４．７ｍｍ、内径２０ｍｍ（管肉厚７．３５ｍｍ）で管肉厚は２倍以上、さらに重量比では３倍にもならないと強度的には耐えられないため、車載重量の大幅増や、水素ガスステーションの大型化が避けられず、実用上の重大な障害になってくる。
例えば、特開平５−９８３９１号公報、特開平５−６５６０１号公報、特開平７−２１６４５３号公報、そして特開平７−２６３５０号公報などに開示されているように、通常オーステナイトステンレス鋼では冷間加工によって強度が上昇することが一般的に知られており、引き抜きや抽伸、あるいは圧延などによって高強度化して管肉厚を低減することが可能である。
例えば、図１は、冷間加工度（断面減少率）と引張強さとの一般的関係を示すグラフであるが、これによれば、冷間加工度を上げることで高強度化が実現されることが分かる。
【発明の開示】
しかしながら、そのように冷間加工によって強化された場合には、高強度は得られるものの延性・靱性の低下が極めて著しい。例えば、図２は、冷間加工における加工方向直角方向の伸びと冷間加工度（断面減少率、以下同じ）との関係を示すグラフであるが、これによれば、冷間加工度が大きくなるにつれて伸びが大きく低下していることが分かる。実用上、伸びは３０％程度以上を示すことが望ましいが、冷間加工度が大きい場合、伸びの低下が問題になる。
したがって、高圧水素ガスの取り扱い上の安全性を考慮すると、冷間加工による高強度化は採用できないと考えられていた。
ここに、本発明の課題は、例えば７０ＭＰａ以上という高圧水素ガスなどの水素ガス環境下で使用でき、優れた機械的性質と耐食性を有するオーステナイトステンレス鋼とその製造方法を提供することである。
発明者らは、種々のオーステナイトステンレス鋼の加工に伴う機械的性質の劣化要因を詳細に検討し、例えば７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境下での水素脆化を含む機械的性質と耐食性の劣化に及ぼす材料の化学組成および金属組織（ミクロ組織）との関係について詳細に検討した結果、次のような新しい知見を得た。
（１）オーステナイトステンレス鋼は、冷間加工を施されると強度が上昇するものの、一方向に冷間加工を付与されることに伴って、機械的性質に強い異方性が発現する。特に加工方向に比べ、加工方向直角方向の延性・靱性や捻回特性が著しく低下する。
（２）オーステナイトステンレス鋼に過度の転位が導入されると、従来フェライト鋼に比べて鋼中への水素の侵入が困難と考えられていたが、高圧水素ガス環境下では容易に水素の侵入を許すこととなり、水素脆化感受性が高くなる。さらに、加工方向と加工方向直角方向で水素脆化感受性を比較すると、加工方向直角方向の水素脆化感受性が著しく増大することが明らかとなった。
ここに、図３は、冷間加工度と水素脆性との関係を加工方向とそれに直角の方向とに分けて示すグラフであり、上述の傾向が分かる。
（３）オーステナイトステンレス鋼では、冷間加工により強度上昇させると、冷間加工度の増加に伴い集合組織が発達する。通常の冷間圧延にお
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が平行となるか、あるいは圧延面に｛１１０｝が平行でかつ加工方向に＜００１＞が平行となる圧延集合組織が形成される。また、管材や線材、あるい
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となる繊維状集合組織が形成される。
すなわち、従来の冷間加工方法によってオーステナイトステンレス鋼
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＞、あるいは＜００１＞が平行となる集合組織が集積することは不可避である。
このような集合組織の発達は、圧延面のＸ線回折から得られるＸ線積分強度Ｉ（ｈｋｌ）（ここで、ｈ、ｋ、ｌはミラー指数）を測定することによって測定可能であるが、先の集合組織の集積度は加工方向直角断面についてＸ線積分強度Ｉ（１１１）あるいはＩ（００２）を測定すればよい。
（４）加工方向の水素脆化感受性は加工方向直角断面のＸ線積分強度Ｉ（１１１）の集積度の増加と共に増大し、その集積度が５を超えると水素脆化感受性；伸び（水素）／伸び（大気）≦０．７５となる。換言するならば、加工方向直角断面の集積度を５以下にするならば、加工方向の水素脆化
感受性を低減させることができる。ここに、伸び（水素）とあるのは水素ガス環境下での引張試験の伸びであり、伸び（大気）とあるのは大気中での引張試験での伸びを意味する。
ここに、図４は、加工方向直角断面のＸ線積分強度Ｉ（１１１）と耐水素脆性との関係を加工方向とそれに直角の方向とに分けて示すグラフであり、この図４より、加工方向の耐水素脆性はＸ線積分強度Ｉ（１１１）と強い相関があることが分かる。
（５）加工方向直角方向の水素脆化感受性は加工方向直角断面のＸ線積分強度Ｉ（１１１）との相関もあるが、加工方向断面のＸ線積分強度Ｉ（２２０）とＸ線積分強度Ｉ（１１１）と極めて強い相関があり、その比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）が１０を超える場合に著しく水素脆化感受性が増大する（水素脆化感受性；伸び（水素）／伸び（大気）≦０．７５）。換言するならば、加工方向断面のＸ線積分強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）を１０以下とするならば、加工方向直角方向の水素脆化感受性を低減させることができる。
ここに、図５は、加工方向断面のＸ線積分強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）と耐水素脆性との関係を加工方向とそれに直角の方向とに分けて示すグラフであり、この図５より、加工方向の直角方向の耐水素脆性はＸ線積分強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）と強い相関があることが分かる。
（６）被加工部材が、従来の加工法には見られない複数の変形モードで加工されることによって、特定の集合組織が発達し、その結果、高圧水素ガス環境下において、水素脆化感受性の極めて低いオーステナイトステンレス鋼が製造可能である。
すなわち、後述する特定組成のオーステナイトステンレス鋼に対し、室温〜２００℃の温度範囲で、断面減少率１０〜５０％の塑性加工を施した後、前記塑性加工の加工方向とは異なる方向に５％以上の塑性加工を施すことによって、加工方向直角断面のＸ線積分強度Ｉ（１１１）がランダム方位の５倍以下で、かつ、加工方向断面のＸ線積分強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）を１０以下に抑制可能であり、その結果、水素脆化感受性が著しく低減可能である。
ここで、「加工方向」とは、「塑性加工自体の方向」を意味するのではなく、「被加工材の塑性変形方向」を意味する。
（７）総合的に整理すると、後述する特定組成のオーステナイトステンレス鋼に冷間加工を付与するに際し、加工方向直角断面のＸ線積分強度Ｉ（１１１）をランダム方位の５倍以下とし、かつ、加工方向断面のＸ線積分強度比Ｉ（２２０）Ｉ（１１１）を１０以下に制限することによって、高強度であるにもかかわらず、靱性に優れ、耐水素脆化感受性が低下すると共に異方性の少ない、例えば７０ＭＰａ以上という高圧の水素ガス環境下でも使用可能なオーステナイトステンレス鋼を得ることができる。
ここに、本発明は、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：５．０〜３０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００１〜０．３０％、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、かつ、加工方向直角断面のＸ線積分強度Ｉ（１１１）がランダム方位の５倍以下を満たすと共に、加工方向断面のＸ線積分強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）≦１０を満たす組織を有する水素ガス用オーステナイトステンレス鋼である。
ここで、加工方向とは、被加工材の塑性変形方向を意味する。
本発明にかかる前記化学組成は、さらに、次の群から選んだ少なくとも１種を含有するものであってもよい。
（１）Ｍｏ：０．３〜３．０％、Ｗ：０．３〜６．０％の何れか１種以上。
（２）Ｖ：０．００１〜１．０％、Ｎｂ：０．００１〜１．０％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜１．０％、Ｚｒ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の何れか１種以上。
（３）Ｂ：０．０００１〜０．０２０％。
（４）Ｃｕ：０．３〜２．０％、Ｃｏ：０．３〜５．０％の何れか１種以上。
（５）Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｌａ：０．０００１〜０．２０％、Ｃｅ：０．０００１〜０．２０％、Ｙ：０．０００１〜０．４０％、Ｓｍ：０．０００１〜０．４０％、Ｐｒ：０．０００１〜０．４０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．５０％の何れか１種以上。
本発明の好適態様にあっては、オーステナイト平均粒径が２０μｍ以下である。
本発明にかかる水素ガス用オーステナイトステンレス鋼を製造するには、上記化学組成のオーステナイトステンレス鋼を室温〜２００℃の温度範囲で、断面減少率１０〜５０％の塑性加工を施した後、前記塑性加工の加工方向とは異なる方向に５％以上の塑性加工を施せばよい。
かくして、本発明によれば、例えば７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境下においても水素脆化を起こすことなく、また機械的特性において異方性も見られない高強度オーステナイトステンレス鋼が得られるのであり、水素ガスステーションあるいは燃料電池自動車において用いられ、高圧水素ガス環境下に曝される容器、配管、弁類などに特に優れた特性を発揮する。
【図面の簡単な説明】  図１は、従来鋼の冷間加工度と引張強さの関係を示す図である。
図２は、従来鋼の冷間加工度と伸びの関係を示す図である。
図３は、加工方向と加工方向直角方向とで、耐水素脆性が大きく相違することを示す図である。
図４は、加工方向の耐水素脆性が加工方向直角断面のＸ線積分強度Ｉ（１１１）と強い相関を有することを示す図である。
図５は、加工方向直角方向の耐水素脆性が加工方向断面のＸ線積分強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）と強い相関を有することを示す図である。
図６は、実施例における粒径と耐水素脆性の関係を示す図である。
発明の実施するための最良の形態
本発明のオーステナイトステンレス鋼の化学組成とその限定理由について、以下に詳しく説明する。なお、本明細書において、鋼の化学組成を示す「％」は、特にことわりがない限り、「質量％」である。
Ｃの含有量は、０．１０％以下とする。オーステナイトステンレス鋼では、しばしばＭ２３Ｃ６型炭化物（ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｆｅなど）やＭＣ型炭化物（ＭはＴｉ、Ｎｂ、Ｔａなど）の析出によって耐食性を向上させる場合があるが、本発明鋼では炭化物の析出は必須ではなく、むしろ粒界に析出すると冷間加工後の靱性等への悪影響を及ぼす場合があるので、Ｃは０．１０％以下に抑制する。Ｃの含有量は少ないほどよく、好ましくは０．０４％以下である。なお、精練コストを考慮すれば、Ｃの含有量をゼロにする必要はなく、好ましくは０．００１％以上である。
後述のＮｂ、Ｔａ、Ｔｉの１種以上をＮｂ：０．２０％超１．０％以下、Ｔａ：０．４０％超１．０％以下、Ｔｉ：０．１０％超１．０％以下の範囲で含有させてより高強度を狙う場合には、Ｃ＋Ｎ≦０．０５％の範囲に制限する。
Ｓｉは、種々の環境での耐食性向上に有効な元素として知られているが、多量に含有されるとＮｉ、Ｃｒなどと金属間化合物を形成したり、シグマ相などの金属間化合物の生成を助長して、熱間加工性を著しく低下させる場合がある。そのため、Ｓｉの含有量は１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。また、ＳｉもＣと同様に精練コストを考慮すれば、Ｓｉの含有量をゼロにする必要はなく、好ましくは０．００１％以上である。
Ｍｎは、微量では脱酸や脱硫剤として効果があるばかりでなく、安価なオーステナイト安定化元素として多量添加される場合もある。本発明鋼においてはＣｒ、Ｎｉ、Ｎなどとの適正な組み合わせによって、高強度化と延性・靱性の向上にも寄与する。そのため、Ｍｎは０．０１％以上添加するが、３０％を超えると熱間加工性や耐候性が低下する場合があるため、０．０１％〜３０％とする。好ましくは、０．１〜２０％である。
Ｃｒは、当該使用環境における耐食性を向上させる元素として必須のため１５％以上含有させるが、多量添加すると延性・靱性に有害なＣｒＮ、Ｃｒ２Ｎ等の窒化物やＭ２３Ｃ６型炭化物を多量生成し易くなるため、Ｃｒの含有量は、１５〜３０％とする。好ましくは、１５〜２７％である。
Ｎｉはオーステナイト安定化元素として添加されるが、本発明鋼においてはＣｒ、Ｍｎ、Ｎなどとの適正な組み合わせによって、高強度化と加工方向直角方向の延性・靱性の向上に寄与する。そのため、Ｎｉは５．０％以上添加するが、コストの点から３０％を超える添加は好ましくなく、５．０％〜３０％とする。好ましくは、６〜２３％である。
Ａｌの含有量は、０．１０％以下とする。Ａｌは、脱酸剤として重要な元素であるが、本発明の意図する強度と靱性の両立に対しては０．１０％を超える多量残留は、シグマ相等の金属間化合物生成を助長するため、望ましくない。
Ｎは、重要な固溶強化元素であり、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃなどと共に適正範囲内の量だけ含有することで高強度化に寄与すると共に、シグマ相等の金属間化合物の生成を抑制して、特に加工方向直角方向の靱性向上に寄与する。そのためには０．００１％以上添加するが、０．３０％を超えて添加すると冷間加工性が低下するため、０．００１％〜０．３０％とする。但し、後述のＮｂ、Ｔａ、Ｔｉの１種以上をＮｂ：０．２０％超１．０％以下、Ｔａ：０．４０％超１．０％以下、Ｔｉ：０．１０％超１．０％以下の範囲で含有させて、より高強度を狙う場合には、Ｃ＋Ｎ≦０．０５％の範囲に制限する。
Ｍｏ、Ｗは、固溶強化元素として高強度化に寄与するため、必要に応じて少なくとも１種添加する。しかしながら、多量添加するとオーステナイトが不安定化するため、Ｍｏ、Ｗを添加する場合はそれぞれ、Ｍｏ：０．３〜３．０％、Ｗ：０．３〜６．０％とする。
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆは、立方晶系炭窒化物を形成して高強度化に寄与するため、必要に応じて少なくとも１種添加するが、これら炭窒化物は多量析出すると加工方向直角方向の延性・靭性が低下するため、本発明鋼にあってはそれらの含有をそれぞれ０．００１〜１．０％とする。
ただし、より高強度を狙う場合には、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの１種以上をＮｂ：０．２０％超１．０％以下、Ｔａ：０．４０％超１．０％以下、Ｔｉ：０．１０％超１．０％以下の範囲で含有させて、Ｃ＋Ｎ≦０．０５％の範囲に抑制するのがより好ましい。
Ｂは、析出物の微細化とオーステナイト結晶粒径の微細化に寄与するため、必要に応じて０．０００１％以上添加するが、多量添加す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ため、その上限を０．０２０％とする。
Ｃｕ、Ｃｏはオーステナイト安定化元素であるが、本発明鋼においてはＭｎ、Ｎｉ、Ｃ、Ｃｒとの適正な組み合わせによって、より高強度化に寄与するため必要に応じて１種以上それぞれ０．３％以上添加する。しかし、コストの点から多量添加は不要のため、それぞれＣｕ：０．３〜２．０％、Ｃｏ：０．３〜５．０％とする。
Ｍｇ、Ｃａおよび遷移金属の中でＬａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｓｍ、Ｐｒ、Ｎｄは本発明鋼の成分範囲内では鋼鋳造時の凝固割れを防止する働きと、長時間使用後の水素脆化による延性低下を低減する効果を有するため、必要に応じて、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｌａ：０．０００１〜０．２０％、Ｃｅ：０．０００１〜０．２０％、Ｙ：０．０００１〜０．４０％、Ｓｍ：０．０００１〜０．４０％、Ｐｒ：０．０００１〜０．４０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．５０％の何れか１種以上を添加しても良い。
さらに、本発明鋼は、不純物として、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有しても鋼の一般的性能に顕著な劣化は認められない。何れも本来は靱性・加工性等に悪影響を及ぼす元素として知見されているが、他の化学組成との組み合わせで、この程度の不純物含有は問題ないレベルと見なされる。
かくして本発明にかかるオーステナイトステンレス鋼は、引張強度レベルが８００ＭＰａ以上、好ましくは、９００ＭＰａ以上であって、伸びは３０％以上であって、その利用形態としては、板材、管材、棒材、形材、線材等の鋼材として利用され、必要によりさらにめっき等の表面処理を施して使用される。
ここに、本発明に特有の異方性を低減した集合組織を得るには、断面減少率で云う冷間加工度１０〜５０％の第１冷間加工（第１塑性加工）と該第１冷間加工とは異なる加工方向の同じく冷間加工度５％以上の第２冷間加工（第２塑性加工）を行う。そのような塑性加工法としては、例えば管材を対象とする場合にあっては、冷間引き抜きによる製管加工または冷間圧延による製管加工と、プラグによる拡管加工またはスピニングによる拡管加工との組み合わせが考えられる。あるいは前記製管加工と軸方向スエージング加工との組み合わせも有効である。
第１塑性加工の加工方向と、第２塑性加工の加工方向とは、得られる冷間加工製品について本発明に云う組織の異方性が解消できれば、特に制限はないが、鋼管などの加工を考えれば、通常、それぞれの加工方向は直交するのが好ましい。なお、すでに述べたように、このときの加工方向は、被加工材の塑性変形の方向を云い、例えば、鋼管の延伸加工を行った場合には、鋼管の長手方向であり、鋼管を圧縮するスエージ加工を行った場合には、鋼管の半径方向である。
第１、第２冷間加工の加工順序は、一般には加工度の大きい加工を先に行い、次いで、加工度の少ない加工を行うが、本発明においては、所定の成形が行われ、組織の異方性が解消されれば、特に制限はない。
また、第１、第２の加工の一方、両方を多段で行う場合、例えば、最初の何回かは第１冷間加工を行い、次いで、加工方向を変えて１回もしくはそれ以上の第２冷間加工を行い、その後、再び、加工方向を変えて第１冷間加工を行うというように、あるいはその逆となるように、各段階の第１、第２冷間加工を適宜組み合わせて行うことも可能である。
本発明において、金属組織の異方性を評価するＸ線積分強度を計測するときの「加工方向」は、本発明の要件を満足する限り、上述の第１、第２冷間加工の加工方向のいずれであってもよいが、便宜上、本明細書の実施例では、最大の冷間加工を行う方向とする。具体的には、鋼管の冷間加工の場合には、長手方向である。
本発明においてそのような集合組織とするのは耐水素脆性の改善にあることから、水素ガス雰囲気との接触が行われる少なくとも表層部だけにそのような集合組織が形成できればよく、したがって、製管加工後のショットピーニングによって表層部（管内面もしくは管外面）だけ集合組織の異方性を解消するようにしてもよい。
次に、実施例によって、本発明の実施の作用効果についてさらに詳しく説明する。
【実施例】  表１は、本発明によるオーステナイトステンレス鋼と比較鋼の化学組成（質量％）を例示したものである。
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表１に示された組成の鋼を１５０Ｋｇ真空誘導溶解炉を用いて溶解・造塊し、次いで１２００℃で４時間均熱後、１０００℃以上にて熱間鍛造して、厚さ３５ｍｍ×幅１００ｍｍの板材とした。その後、固溶化処理として１０００℃で２０分加熱保持後に水冷した。
本発明鋼においては、水冷した板材に３０％の冷間圧延を行った後にこの加工方向と直角方向にさらに１０％の冷間圧延を行い（製造法Ａ）、または水冷した板材に４０％の冷間圧延を行った後にその加工方向と直角方向にさらに１０％の冷間圧延（製造法Ｂ）を施し、供試材とした。
比較鋼Ａでは、熱間鍛造・固溶化処理まま供試材とした。
比較鋼Ｂ〜Ｇでは、上記熱間鍛造・固溶化処理後、同一方向に１０〜６５％の冷間圧延を施し供試材とした。
比較鋼Ｈ〜Ｋでは、上記製造法Ｂにより供試材とした。
比較鋼Ｌ、Ｍでは、熱間鍛造・固溶化処理後、同一方向に４０％の冷間圧延を行い、供試材とした。
比較鋼Ｎ、Ｏでは、熱間鍛造・固溶化処理後、同じく同一方向に５０％の冷間圧延を施し供試材とした。
このようにして得られた各供試材から、最終の冷間圧延の方向（すなわち、供試材の最終の塑性変形の方向）に沿って、直径４ｍｍ、ＧＬ２０ｍｍの引張試験片と、直径２．５４ｍｍ、ＧＬ３０ｍｍの水素ガス環境下引張試験片、さらに１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ−２ｍｍ  Ｖノッチ付きのシャルピー衝撃試験片をそれぞれ切り出し、引張試験は室温大気中にて、水素ガス環境下での引張試験は室温にて７０ＭＰａの高圧水素ガス下で、それぞれ歪み速度１０−６／ｓにて実施し、本発明鋼および比較鋼との比較を行った。
結果を表２にまとめて示す。
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表２の比較鋼Ａ〜Ｇでは、冷間加工により強度を向上させると延性が大きく低下し、また、必要とされる室温引張強度（ＴＳ）≧８００ＭＰａを発現できる冷間加工度では、加工方向直角断面のＸ線積分強度Ｉ（１１１）がランダム方位の５倍超であり、かつ、加工方向断面のＸ線積分強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）が１０超であって、そのような場合には耐水素脆性が極端に低下し実用上大きな問題となる。
一方、表２のＮｏ．１〜３２の本発明鋼は、いずれも、加工方向の直角方向に沿った断面（加工方向直角断面）のＸ線積分強度Ｉ（１１１）がランダム方位の５倍以下であり、かつ，加工方向に沿った断面（加工方向断面）のＸ線積分強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）≦１０であり、室温での強度ＴＳ≧８００ＭＰａ、ＹＳ≧４００ＭＰａ以上、伸び３０％以上を有し、また、水素ガス環境下での引張試験の延性と大気中での引張試験の延性との比で評価した水素脆化感受性も極めて低い。
比較鋼Ｈ〜Ｏは、本発明鋼の成分範囲外、あるいは集合組織の集積度が加工方向直角断面のＸ線積分強度Ｉ（１１１）がランダム方位の５倍を超えるか、あるいは、加工方向断面のＸ線積分強度比Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）も１０を超えている。そして、水素ガス環境下での引張試験の延性と大気中での引張試験の延性との比で評価した水素脆化感受性が極めて高い。
本例は、板材に対して加工方向が異なる二つの冷間圧延を施した場合であるが、鋼管に対して加工方向が異なる二つの冷間圧延（例えば、冷間引き抜きによる製管加工とプラグによる拡管加工）を施した場合であっても、本例と同様の効果が得られる。
図６は、表１の発明鋼６について熱間鍛造後の固溶化熱処理を９５０〜１１５０℃（３０分保持後水冷）の範囲の種々の温度で実施した後、前述の製造法Ａを施して種々の粒径の供試材を作製し、それぞれについて水素脆化感受性を評価した結果を示すものである。水素脆化感受性は前述の評価と同様に水素ガス環境下での引張試験の延性と大気中での引張試験の延性との比で評価した。図６に示す結果から明らかな通り、オーステナイト平均粒径を２０μｍ以下とすることにより、水素脆化感受性が極めて低くなる。
産業上の利用の可能性
本発明によって高圧水素ガス、主に燃料電池自動車や水素ガスステーションなどの水素環境に曝される構造機器部材として優れた機械的性質（強度・延性）と耐食性を有するオーステナイトステンレス鋼を提供することが出来る。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【国際調査報告】
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