CN113924378B - 奥氏体系不锈钢钢材 - Google Patents

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Abstract

提供一种耐氢脆性优异且具有高强度的奥氏体系不锈钢钢材。本公开的奥氏体系不锈钢钢材中，化学组成以质量％计为C：0.100％以下、Si：1.00％以下、Mn：5.00％以下、Cr：15.00～22.00％、Ni：10.00～21.00％、Mo：1.20～4.50％、P：0.050％以下、S：0.050％以下、Al：0.100％以下、N：0.100％以下、Cu：0～0.70％、及余量：Fe和杂质，基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上且小于8.0，在垂直于所述奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，位错胞组织率为50％以上且小于80％，长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为5.0个/0.2mm2以下。

Description

奥氏体系不锈钢钢材
技术领域
本公开涉及奥氏体系不锈钢钢材。
背景技术
近年来，以氢作为燃料行驶的燃料电池汽车的开发、以及向燃料电池汽车供给氢的加氢站的实用化研究正在不断推进。不锈钢钢材为用于这些用途的候选材料之一。但是，在高压氢气环境中，即使是不锈钢钢材也可能发生由氢气引起的脆化(氢脆性)。在日本高压气体保安法规定的汽车用压缩氢容器标准中，作为耐氢脆性优异的不锈钢钢材，允许使用SUS316L。
但是，考虑到燃料电池汽车的轻质化、加氢站的紧凑化及加氢站需要高压作业，期望用于容器、接头、配管的不锈钢钢材在氢气环境中耐氢脆性优异、具有大于等于现有的SUS316L的高强度。
国际公开第2016/068009号(专利文献1)提出了一种耐氢脆性优异且具有高强度的奥氏体不锈钢。
专利文献1公开的奥氏体不锈钢的化学组成以质量％计为C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：3.0％以上且小于7.0％、Cr：15～30％、Ni：12.0％以上且小于17.0％、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Nb：0.01～0.50％中的至少一种、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％、余量：Fe及杂质，奥氏体晶粒的短径相对于长径之比大于0.1，奥氏体晶粒的晶粒度编号为8.0以上，拉伸强度为1000MPa以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2016/068009号
发明内容
发明要解决的问题
专利文献1公开的奥氏体不锈钢通过使Ni含量为12.0％以上来提高耐氢脆性。进而，通过微细析出碳氮化物且通过钉扎效应来抑制晶粒的变形、使晶粒微细化。由此得到高的拉伸强度。
但是，专利文献1中为了利用钉扎效应而较多地包含V及Nb等用于形成碳化物、碳氮化物的合金元素。因此，制造成本增加。通过专利文献1公开的手段以外的其它手段，可能存在耐氢脆性优异且具有高强度的奥氏体系不锈钢钢材。
本公开的目的在于，提供具有高的拉伸强度、且耐氢脆性优异的奥氏体系不锈钢钢材。
用于解决问题的方案
基于本公开的奥氏体系不锈钢钢材，
其化学组成以质量％计为
C：0.100％以下、
Si：1.00％以下、
Mn：5.00％以下、
Cr：15.00～22.00％、
Ni：10.00～21.00％、
Mo：1.20～4.50％、
P：0.050％以下、
S：0.050％以下、
Al：0.100％以下、
N：0.100％以下、
Cu：0～0.70％、及
余量：Fe和杂质，
基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上且小于8.0，
在垂直于上述奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，位错胞组织率为50％以上且小于80％，长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为5.0个/0.2mm2以下。
发明的效果
基于本公开的奥氏体系不锈钢钢材具有高的拉伸强度、且耐氢脆性优异。
附图说明
图1为示出利用透射型电子显微镜观察得到的、在本实施方式的化学组成的奥氏体系不锈钢钢材中形成有位错胞组织的观察视场的明视场像(TEM图像)的一例的图。
图2为示出在本实施方式的化学组成的奥氏体系不锈钢钢材中未形成位错胞组织的TEM图像的一例的图。
图3为示出与图2不同的、在本实施方式的化学组成的奥氏体系不锈钢钢材中未形成位错胞组织的TEM图像的一例的图。
图4为将像素值的直方图的中间值作为阈值对图1的明视场像进行二值化而得的图像。
图5为基于图4的二值化图像描绘具有0.20μm2以上的面积的低密度位错区域(位错胞)的外延并进行提取而得的图。
图6为用于说明本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材为钢管时的样品采集位置的示意图。
图7为用于说明本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材为棒钢时的样品采集位置的示意图。
图8为用于说明本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材为钢板时的样品采集位置的示意图。
图9为示出奥氏体系不锈钢钢材中的包含析出物的显微组织的反射电子像的图。
具体实施方式
本发明人们对具有高的拉伸强度、且耐氢脆性优异的奥氏体系不锈钢钢材进行了研究。含有Cr、Ni及Mo对提高耐氢脆性极有效。因此，本发明人们对耐氢脆性优异的奥氏体系不锈钢钢材的化学组成进行了研究。其结果是，认为化学组成以质量％计为C：0.100％以下、Si：1.00％以下、Mn：5.00％以下、Cr：15.00～22.00％、Ni：10.00～21.00％、Mo：1.20～4.50％、P：0.050％以下、S：0.050％以下、Al：0.100％以下、N：0.100％以下、Cu：0～0.70％、及余量：Fe和杂质的奥氏体系不锈钢钢材可获得充分的耐氢脆性。
因此，本发明人们对于具有上述化学组成的奥氏体系不锈钢钢材的强度进一步进行了研究。可认为，如专利文献1所记载，若生成V析出物、Nb析出物等微细的析出物并利用微细析出物的钉扎效应使晶粒微细化，则强度提高。但是，这些析出物在实施冷加工时可能会成为氢破裂的起点。
因此，本发明人们对于不采用利用析出物的钉扎效应来提高强度的方法、而是利用不同于析出物的钉扎效应的方法来提高强度的方法进行了研究。其结果是，本发明人们首次发现，通过在上述化学组成的奥氏体系不锈钢钢材中形成位错胞组织以代替利用析出物的钉扎效应，可得到高强度。
图1为示出通过使用透射型电子显微镜(TEM：Transmission ElectronMicroscope)的组织观察得到的、在上述化学组成的奥氏体系不锈钢钢材中形成有位错胞组织的视场(4.2μm×4.2μm)的明视场像(以下称为TEM图像)的图。图2及图3为示出在上述化学组成的奥氏体系不锈钢钢材中未形成位错胞组织的TEM图像的一例的图。图1相当于后述的实施例的试验编号1。图2相当于试验编号16。图3相当于试验编号12。
图1～图3均为具有上述化学组成的奥氏体系不锈钢钢材。图2中，虽然稀疏地存在短的位错105，但是位错105未形成位错胞。另外，图3中，虽然存在多个位错105，但是位错105未形成位错胞。
与此相对地，图1所示的TEM图像与图2及图3相比，位错的状态不同。具体而言，图1中存在位错密度高的胞壁区域101(TEM图像中亮度低(黑色)的区域)和被胞壁区域101包围的位错密度低的区域、即低密度位错区域102(TEM图像中亮度高的区域)。图1中，以网眼状形成了胞壁区域101。并且，低密度位错区域102被胞壁区域101包围。本说明书中，将存在网眼状的胞壁区域101和低密度位错区域102的组织称为“位错胞组织”。更具体而言，如后所述在垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中的4.2μm×4.2μm的视场中存在胞壁区域101和低密度位错区域102、且存在9个以上具有20μm2以上的面积的低密度位错区域102时，则认定该视场为形成有“位错胞组织”的视场。
本发明人们发现，通过使具有上述化学组成的奥氏体系不锈钢钢材中奥氏体晶粒的基于ASTM E112的晶粒度编号为5.0以上、且形成位错胞组织，从而即使不利用析出物的钉扎效应也能得到高的强度。更具体而言，发现利用下述方法定义的位错胞组织率若为50％以上，则耐氢脆性优异、且还得到高的拉伸强度。
在此，位错胞组织率利用下述方法定义。
在垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，选择各视场的尺寸为4.2μm×4.2μm的任意的30个视场。在所选择的各视场中，利用透射型电子显微镜(TEM)生成明视场像(TEM图像)。在生成的TEM图像中，确定位错密度高的胞壁区域101和被胞壁区域101包围的、位错密度低的低密度位错区域102。对于各视场，将在所确定的多个低密度位错区域102中存在9个以上具有0.20μm2以上的面积的低密度位错区域102的视场认定为形成有位错胞组织的视场。将形成有位错胞组织的视场的个数相对于全部视场(30个视场)的比例定义为位错胞组织率(％)。
更具体而言，利用下述方法确定位错胞组织率。在垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中采集3个样品。将各样品的受试面设为垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面。进行湿式研磨，使得各样品的厚度达到30μm。湿式研磨后，用高氯酸(10vol.％)与乙醇(90vol.％)的混合液对样品实施电解研磨，制作薄膜样品。对于各薄膜样品的受试面使用TEM实施组织观察。具体而言，在各样品的受试面中，在任意的10个视场中实施TEM观察。各视场的尺寸设为4.2μm×4.2μm的矩形。TEM观察时的加速电压设为200kV。将可通过＜110＞的入射电子束观察到的晶粒作为观察对象。在各视场中获得明视场像(TEM图像)。
使用各视场的明视场像(TEM图像)，通过下述方法判定各视场是否为位错胞组织。在以下的说明中，以图1所示的明视场像(TEM图像)为例说明位错胞组织的判定方法。在明视场像(TEM图像)中，生成表示像素值(0～255)的频度的直方图，求出直方图的中间值。需要说明的是，各视场的明视场像的像素数没有特别限定，例如设为10万像素以上且15万像素以下。以中间值为阈值对明视场像进行二值化。图4为以像素值的直方图的中间值为阈值对图1的明视场像进行二值化而得的图像。在二值化而得的图像中，黑色的区域为位错密度高的区域。因此，将黑色的区域认定为胞壁区域101。另一方面，白色的区域为位错密度低的区域。因此，将被胞壁区域101包围的白色的封闭区域定义为低密度位错区域102。
划定白色的封闭区域(低密度位错区域102)的外延，求出各低密度位错区域102的面积。然后将面积为0.20μm2以上的低密度位错区域102认定为“位错胞”。
图5为基于图4的二值化图像描绘具有0.20μm2以上的面积的低密度位错区域102(位错胞)的外延并进行提取而得的图。在图5中，当低密度位错区域102的外延彼此接触时，将这些低密度位错区域102作为1个低密度位错区域102而计算面积。在图1的视场的情况下，低密度位错区域102为11个。
需要说明的是，在利用与上述相同的方法对图2及图3求出低密度位错区域102的个数时，图2中的低密度位错区域102为2个，图3中的低密度位错区域102为4个。
利用以上的分析方法求出各视场中(4.2μm×4.2μm)的位错胞(具有0.20μm2以上的面积的低密度位错区域102)的个数。然后，在各视场中存在9个以上位错胞的情况下，将该视场认定为形成有位错胞组织的视场。需要说明的是，当各视场中存在3条以上的、与视场(4.2μm×4.2μm的矩形的明视场像)的相对的2条边(对边)均交叉的直线时，认定该视场为平面结构、而不认定为位错胞组织。求出所观察的30个视场中形成有位错胞组织的视场的个数。然后通过下式定义位错胞组织率(％)。
位错胞组织率＝形成有位错胞组织的视场的个数/视场的总个数×100
上述的照片图像(明视场像)的像素值的直方图的中间值的计算、照片图像的二值化处理、及低密度位错区域102的外延的确定、及低密度位错区域102的面积的计算均可以利用熟知的图像处理软件。熟知的图像处理软件例如为ImageJ(商品名)。需要说明的是，本领域技术人员已知ImageJ以外的图像处理软件也能进行同样的分析。
若具有上述化学组成且基于上述定义的位错胞组织率为50％以上，则奥氏体系不锈钢钢材可得到高强度。其原因尚不确定，可认为理由如下。位错胞组织中，在作为高密度位错区域的胞壁区域101中位错密集且相互缠绕。因此，构成胞壁区域101的位错不易移动、被固定。其结果是，认为奥氏体系不锈钢钢材的强度得到提高。
需要说明的是，如果奥氏体系不锈钢钢材的化学组成中的各元素含量在上述的范围内、基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上且位错胞组织率为50％以上、但是钢材中存在较多的粗大的析出物，则在粗大的析出物与母相(奥氏体)的界面处吸藏氢，耐氢脆性下降。因此，本发明人们对于化学组成中的各元素含量在上述范围内、基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上且位错胞组织率为50％以上的奥氏体系不锈钢钢材中的、粗大析出物与耐氢脆性的关系进行了调查及研究。其结果是，发现化学组成中的各元素含量在上述范围内、基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上、位错胞组织率为50％以上的奥氏体系不锈钢钢材中长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度如果为5.0个/0.2mm2以下，则耐氢脆性优异、且得到高的拉伸强度。
基于以上发现而完成的本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材具有下述构成。
[1]
一种奥氏体系不锈钢钢材，
其化学组成以质量％计为
C：0.100％以下、
Si：1.00％以下、
Mn：5.00％以下、
Cr：15.00～22.00％、
Ni：10.00～21.00％、
Mo：1.20～4.50％、
P：0.050％以下、
S：0.050％以下、
Al：0.100％以下、
N：0.100％以下、
Cu：0～0.70％、及
余量：Fe和杂质，
基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上且小于8.0，
在垂直于上述奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，位错胞组织率为50％以上且小于80％，长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为5.0个/0.2mm2以下。
[2]
根据[1]所述的奥氏体系不锈钢钢材，其中，
上述奥氏体晶粒度编号为5.8以上。
[3]
根据[1]或[2]所述的奥氏体系不锈钢钢材，其中，
上述位错胞组织率为55％以上。
[4]
根据[1]～[3]中任一项所述的奥氏体系不锈钢钢材，其中，
上述长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为4.5个/0.2mm2以下。
[5]
根据[1]～[4]中任一项所述的奥氏体系不锈钢钢材，其中，
上述化学组成含有Cu：0.01～0.70％。
以下对本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材进行详述。关于元素的“％”，在没有特别声明时表示质量％。
[化学组成]
本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的化学组成含有下述元素。
C：0.100％以下
碳(C)为不可避免的杂质。即，C含量超过0％。C在奥氏体晶界处生成碳化物而降低钢材的耐氢脆性。若C含量超过0.100％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内钢材的耐氢脆性也会下降。因此，C含量为0.100％以下。C含量的优选的上限为0.080％，进一步优选为0.070％，进一步优选为0.060％，进一步优选为0.040％，进一步优选为0.035％，进一步优选为0.030％，进一步优选为0.025％。优选C含量尽可能低。但是，若过度降低C含量则会增加制造成本。因此，若考虑到通常的工业生产，则C含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.002％，进一步优选为0.005％，进一步优选为0.010％，进一步优选为0.015％。
Si：1.00％以下
不可避免地含有硅(Si)。即，Si含量超过0％。Si使钢脱氧。但是，若Si含量过高，则Si与Ni及Cr等结合、加剧西格玛(σ)相的形成。若Si含量超过1.00％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也会由于σ相的生成而降低钢材的热加工性及韧性。因此，Si含量为1.00％以下。Si含量的优选的上限为0.90％，进一步优选为0.70％，进一步优选为0.60％，进一步优选为0.50％。若过度降低Si含量，则会增加制造成本。因此，若考虑到通常的工业生产，则Si含量的优选的下限为0.01％，进一步优选为0.02％。用于更有效地提高钢的脱氧作用的Si含量的优选的下限为0.10％，进一步优选为0.20％。
Mn：5.00％以下
不可避免地含有锰(Mn)。即，Mn含量超过0％。Mn使奥氏体稳定化。但是，若Mn含量过高，则促进δ铁素体的生成。若Mn含量超过5.00％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也会生成δ铁素体、降低钢材的耐氢脆性。因此，Mn含量为5.00％以下。Mn含量的优选的下限为0.30％，进一步优选为0.50％，进一步优选为1.00％，进一步优选为1.50％，进一步优选为1.60％。Mn含量的优选的上限为4.80％，进一步优选为4.30％，进一步优选为3.80％，进一步优选为3.30％，进一步优选为2.95％。
Cr：15.00～22.00％
铬(Cr)提高钢材的耐氢脆性。Cr还促进位错胞组织的生成。若Cr含量低于15.00％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内也无法充分得到这些效果。另一方面，若Cr含量超过22.00％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内也会生成粗大的M23C6等碳化物。这种情况下，钢材的耐氢脆性下降。因此，Cr含量为15.00～22.00％。Cr含量的优选的下限为15.50％，进一步优选为16.00％，进一步优选为16.50％，进一步优选为17.00％。Cr含量的优选的上限为21.50％，进一步优选为21.00％，进一步优选为20.50％，进一步优选为20.00％，进一步优选为19.50％，进一步优选为19.00％，进一步优选为18.50％。
Ni：10.00～21.00％
镍(Ni)使奥氏体稳定化，抑制加工诱发马氏体的生成。因此，钢材的耐氢脆性提高。若Ni含量低于10.00％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内也无法充分得到上述效果。另一方面，若Ni含量超过21.00％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，上述效果也饱和、增加制造成本。因此，Ni含量为10.00～21.00％。Ni含量的优选的下限为10.50％，进一步优选为11.00％，进一步优选为11.50％，进一步优选为12.00％，进一步优选为12.50％。Ni含量的优选的上限为17.50％，进一步优选为17.00％，进一步优选为16.50％，进一步优选为16.00％，进一步优选为15.50％，进一步优选为15.00％，进一步优选为14.50％。
Mo：1.20～4.50％
钼(Mo)提高钢材的耐氢脆性及强度。Mo还使晶粒微细化、变得容易生成位错胞组织。如果Mo含量低于1.20％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内也得不到该效果。另一方面，如果Mo含量超过4.50％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，其效果也饱和、不过是增加制造成本。因此，Mo含量为1.20～4.50％。Mo含量的优选的下限为1.30％，进一步优选为1.40％，进一步优选为1.60％。Mo含量的优选的上限为3.50％，进一步优选为3.20％，进一步优选为3.00％。
P：0.050％以下
磷(P)为不可避免地含有的杂质。即，P含量超过0％。若P含量超过0.050％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性及韧性也会下降。因此，P含量为0.050％以下。P含量的优选的上限为0.045％，进一步优选为0.040％，进一步优选为0.035％，进一步优选为0.030％，进一步优选为0.025％。优选P含量尽可能低。但是，P含量的过度降低会增加制造成本。因此，若考虑到通常的工业生产，则P含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.005％。
S：0.050％以下
硫(S)为不可避免地含有的杂质。即，S含量超过0％。若S含量超过0.050％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性及韧性也会下降。因此，S含量为0.050％以下。S含量的优选的上限为0.030％，进一步优选为0.025％。优选S含量尽可能低。但是，S含量的过度降低会增加制造成本。因此，若考虑到通常的工业生产，则S含量的优选的下限为0.001％。
Al：0.100％以下
不可避免地含有铝(Al)。即，Al含量超过0％。Al使钢脱氧。即使少量含有Al，也可得到一定程度的该效果。但是，若Al含量超过0.100％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也容易在钢材中生成氧化物及金属间化合物，钢材的韧性下降。因此，Al含量为0.100％以下。用于使钢材更有效地脱氧的Al含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.002％。Al含量的优选的上限为0.050％，进一步优选为0.040％，进一步优选为0.030％。本说明书中，Al含量表示sol.Al(酸可溶性Al)的含量。
N：0.100％以下
不可避免地含有氮(N)。即，N含量超过0％。N提高钢材的强度。即使少量含有N，也可得到一定程度的上述效果。但是，若N含量超过0.100％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也容易生成粗大的氮化物。因此，N含量为0.100％以下。N含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.005％，进一步优选为0.010％。N含量的优选的上限为0.090％，进一步优选为0.080％，进一步优选为0.070％。
基于本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的化学组成的余量为Fe和杂质。在此，杂质是指：在工业化制造本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材时，由作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质，允许以不会对本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材造成不良影响的范围包含。
[关于任意元素]
基于本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的化学组成中，可以含有Cu来代替Fe的一部分。
Cu：0～0.70％
铜(Cu)为任意元素，也可以不含。即，Cu含量可以为0％。在含有时，Cu提高钢材的耐蚀性。即使少量含有Cu，也能得到一定程度的上述效果。但是，若Cu含量超过0.70％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也会使钢材的热加工性下降。因此，Cu含量为0～0.70％。Cu含量的优选的下限为0.01％，进一步优选为0.05％，进一步优选为0.10％，进一步优选为0.15％，进一步优选为0.20％。Cu含量的优选的上限为0.65％，进一步优选为0.60％，进一步优选为0.55％，进一步优选为0.50％。
[奥氏体晶粒度编号]
本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材中，基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上且小于8.0。在此，ASTM为美国材料试验协会(American Society for Testing andMaterial)的简称。
若奥氏体晶粒度编号小于5.0，则不易形成后述的位错胞组织。若未形成位错胞组织，则具有上述化学组成的奥氏体系不锈钢钢材的强度会降低。
若奥氏体晶粒度编号为5.0以上，则在具有上述化学组成的奥氏体系不锈钢钢材中形成位错胞组织。具体而言，若奥氏体晶粒度编号为5.0以上，则晶粒变得微细。因此，晶粒内形成的位错短。短的位错容易移动，因此容易彼此缠绕，其结果是变得容易形成位错胞组织。
具有上述化学组成的钢材中，若奥氏体晶粒度编号为5.0以上且显微组织中位错胞组织率为50％以上，则不仅得到优异的耐氢脆性，而且基于晶粒度的微细化与位错胞组织的协同效应得到高强度。优选的晶粒度编号的下限为5.5，进一步优选为5.8，进一步优选为5.9，进一步优选为6.0，进一步优选为6.1。
需要说明的是，奥氏体晶粒度编号的上限没有特别限定。但是，在利用后述制造方法制造奥氏体系不锈钢钢材时，奥氏体晶粒度编号会小于8.0。因此，在本实施方式中，奥氏体系不锈钢钢材的晶粒度编号的上限小于8.0。奥氏体系不锈钢钢材的晶粒度编号的优选的上限为7.9，进一步优选为7.8，进一步优选为7.5，进一步优选为7.0。
奥氏体晶粒度编号通过下述方法求出。将奥氏体系不锈钢钢材沿长度方向垂直地切割。在奥氏体系不锈钢钢材为钢管时，如图6所示那样，在垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，将壁厚定义为t(mm)。将从外表面起的壁厚方向上的t/2位置(即，壁厚中央位置)定义为采集位置P1。将从外表面起的壁厚方向上的t/4位置定义为采集位置P2。将从内表面起的壁厚方向上的t/4位置定义为采集位置P3。将从采集位置P1采集的样品称为样品P1。将从采集位置P2采集的样品称为样品P2。将从采集位置P3采集的样品称为样品P3。将各样品P1～P3的受试面设为垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面。以受试面的中心位置几乎相当于t/2位置的方式采集样品P1。以受试面的中心位置几乎相当于t/4位置的方式采集样品P2。以受试面的中心位置几乎相当于t/4位置的方式采集样品P3。
奥氏体系不锈钢钢材为棒钢时，如图7所示，在垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，将半径定义为R(mm)。将从表面起的直径方向上的R位置、即垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面的中心位置定义为采集位置P1。在包含截面的中心位置的直径中，将从直径的一端的表面起的直径方向上的R/2位置定义为采集位置P2。将从直径的另一端的表面起的直径方向上的R/2位置定义为采集位置P3。从采集位置P1～P3采集样品P1～P3。各样品P1～P3的受试面设为垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面。以受试面的中心位置相当于垂直于棒钢的长度方向的截面的中心位置的方式采集样品P1。以受试面的中心位置几乎相当于R/2位置的方式采集样品P2。以受试面的中心位置几乎相当于R/2位置的方式采集样品P3。
奥氏体系不锈钢钢材为钢板时，如图8所示，在垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，将板厚定义为t(mm)。将从上表面起的板厚方向上的t/2位置定义为采集位置P1。将从上表面起的板厚方向上的t/4位置定义为采集位置P2。将从下表面起的板厚方向上的t/4位置定义为采集位置P3。从采集位置P1～P3采集样品P1～P3。各样品P1～P3的受试面设为垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面。以受试面的中心位置几乎相当于t/2位置的方式采集样品P1。以受试面的中心位置几乎相当于t/4位置的方式采集样品P2。以受试面的中心位置几乎相当于t/4位置的方式采集样品P3。
对各样品P1～P3的受试面进行镜面研磨。对于经镜面研磨的受试面，使用混酸(以盐酸：硝酸＝1：1混合而成的溶液)实施腐蚀，使奥氏体晶界露出。对于各样品P1～P3的受试面，使用光学显微镜进行组织观察。将组织观察时的光学显微镜的倍率设为100倍。在各样品P1～P3的受试面中，选择任意的3个视场。各视场的尺寸设为1000μm×1000μm。在各视场中，基于ASTM E112测定奥氏体晶粒度编号。将9个视场(各样品P1～P3中的3个视场)中得到的奥氏体晶粒度编号的算术平均值定义为奥氏体系不锈钢钢材的奥氏体晶粒度编号。
[位错胞组织]
本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材中，进而，在垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，位错胞组织率为50％以上且小于80％。在此，位错胞组织率用下述方法定义。
[位错胞组织率的定义]
在垂直于本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，选择各视场的尺寸为4.2μm×4.2μm的任意的30个视场。在所选择的各视场中，生成TEM图像(明视场像)。在生成的TEM图像中，确定位错密度高的胞壁区域101和位错密度低的低密度位错区域102。对于各视场，将在所确定的多个低密度位错区域102中存在9个以上0.20μm2以上的低密度位错区域102的视场认定为形成有位错胞组织的视场。将形成有位错胞组织的视场的个数相对于全部视场(30个视场)的比例定义为位错胞组织率(％)。
更具体而言，位错胞组织率通过下述方法来确定。
[位错胞组织率的测定方法]
在垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，从上述采集位置P1～P3采集位错胞组织观察用的样品P1～P3。各样品P1～P3的受试面设为垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面。进行湿式研磨直至样品P1～P3的厚度达到30μm为止。湿式研磨后，使用高氯酸(10vol.％)与乙醇(90vol.％)的混合液对各样品P1～P3实施电解研磨，制成薄膜样品P1～P3。对于各薄膜样品P1～P3的受试面，使用透射型电子显微镜(TransmissionElectron Microscope：TEM)实施组织观察。具体而言，在各样品的受试面中的任意的10个视场中实施TEM观察。各视场的尺寸设为4.2μm×4.2μm的矩形。TEM观察时的加速电压设为200kV。将可通过＜110＞的入射电子束观察到的晶粒作为观察对象。在各视场中生成明视场像。
使用各视场的明视场像，通过下述方法判定各视场是否为位错胞组织。在各明视场像中，生成表示像素值(0～255)的频度的直方图，求出直方图的中间值。需要说明的是，各视场的明视场像的像素数没有特别限定，例如设为10万像素以上且15万像素以下。以中间值为阈值对明视场像进行二值化。作为二值化图像的一例的图4中，黑色的区域为位错密度高的区域。因此，将黑色的区域认定为胞壁区域101。另一方面，白色的区域为位错密度低的区域。因此，将被胞壁区域101包围的白色的封闭区域定义为低密度位错区域102。划定白色的封闭区域(低密度位错区域102)的外延，求出各低密度位错区域102的面积。然后将面积为0.20μm2以上的低密度位错区域102认定为“位错胞”。
求出各视场中(4.2μm×4.2μm)的位错胞(具有0.20μm2以上的面积的低密度位错区域102)的个数。然后，在各视场中存在9个以上位错胞的情况下，将该视场认定为形成有位错胞组织的视场。需要说明的是，当各视场中存在3条以上的、与视场(4.2μm×4.2μm的矩形的明视场像)的相对的2条边(对边)均交叉的直线时，认定该视场为平面结构、而不认定为位错胞组织。求出所观察的30个视场中形成有位错胞组织的视场的个数。然后通过下式定义位错胞组织率(％)。
位错胞组织率＝形成有位错胞组织的视场的个数/视场的总个数×100
基于本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的利用上述定义求出的位错胞组织率为50％以上。因此，基于本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材不仅耐氢脆性优异，而且得到高强度。胞壁区域101中，位错密集且相互缠绕。因此，构成位错胞组织的位错不易移动。其结果是，可认为奥氏体系不锈钢钢材的强度得到提高。
位错胞组织率的上限没有特别限定，位错胞组织率优选为较高。其中，若位错胞组织率为50％以上且小于80％，则耐氢脆性优异且得到足够高的强度。位错胞组织率的优选的下限可以为53％，进一步优选为55％，进一步优选为56％，进一步优选为57％，进一步优选为58％，进一步优选为59％，进一步优选为60％。位错胞组织率的上限可以为79％，可以为78％，可以为77％，可以为75％，可以为72％，可以为70％，可以为68％。
[关于钢材中的粗大析出物的个数密度]
本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材中，进而，在垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为5.0个/0.2mm2以下。
在具有上述化学组成的奥氏体系不锈钢钢材中，将长轴为1.0μm以上的析出物定义为“粗大析出物”。析出物为碳化物、氮化物、碳氮化物等，例如M23C6型的碳化物。粗大析出物容易在与母相(奥氏体)的界面处吸附氢。因此，若粗大析出物的个数多，则奥氏体系不锈钢钢材的耐氢脆性下降。需要说明的是，长轴小于1.0μm的析出物与粗大析出物相比不易吸附氢。因此，与粗大析出物相比，对耐氢脆性的影响极小。因此，在本实施方式中关注粗大析出物。
若粗大析出物个数多于5.0个/0.2mm2，则即使奥氏体系不锈钢钢材的化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内、基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为6.0以上且小于8.0、位错胞组织率为50％以上且小于80％，也得不到充分的耐氢脆性。若粗大析出物个数为5.0个/0.2mm2以下，则在奥氏体系不锈钢钢材的化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内、基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上且小于8.0、位错胞组织率为50％以上且小于80％的前提下可得到优异的耐氢脆性。
[粗大析出物的个数密度的测定方法]
粗大析出物的个数密度可以用下述方法测定。从上述样品采集位置P1～P3采集用于测定粗大析出物个数密度的样品。以下将从采集位置P1采集的样品称为样品P1。将从采集位置P2采集的样品称为样品P2。将从采集位置P3采集的样品称为样品P3。
各样品P1～P3的受试面设为垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面。对受试面进行镜面研磨。对于镜面研磨后的样品P1～P3，使用混酸(以盐酸：硝酸＝1：1混合而成的溶液)实施腐蚀，使奥氏体晶界及析出物露出。使用扫描型电子显微镜(SEM)通过反射电子像对蚀刻后的受试面进行单视场观察。视场尺寸设为400μm×500μm。视场中的析出物可通过对比度来确定。图9为反射电子像的一例。参照图9，视场中的黑色区域500为析出物。
测定析出物的长轴。具体而言，在析出物与母相(奥氏体)的界面中，将连接任意2点的直线中最长的直线定义为长轴(μm)。将析出物中的长轴为1.0μm以上的析出物确定为“粗大析出物”。求出所确定的粗大析出物的个数。基于得到的粗大析出物的个数和视场面积(0.2mm2)求出各样品P1～P3中的粗大析出物的个数密度(个/0.2mm2)。然后将3个个数密度的算术平均值定义为粗大析出物的个数密度(个/0.2mm2)。
如上所述，本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的化学组成中的各元素处于上述的范围内，基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上且小于8.0，位错胞组织率为50％以上且小于80％，长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为5.0个/0.2mm2以下。因此，本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材不仅可得到优异的耐氢脆性，还可得到高拉伸强度。长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度的优选的上限为4.7个/0.2mm2，进一步优选为4.3个/0.2mm2，进一步优选为4.0个/0.2mm2，进一步优选为3.7个/0.2mm2，进一步优选为3.3个/0.2mm2，进一步优选为3.0个/0.2mm2，进一步优选为2.7个/0.2mm2。
[本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的形状]
本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的形状没有特别限定。本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材可以为钢管。本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材可以为棒钢。本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材可以为钢板。本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材也可以为除钢管、棒钢、钢板以外的其它形状。
[本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的用途]
本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材能够广泛用于要求耐氢脆性及高强度的用途。本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材尤其能够用于高压氢气环境用途的构件。高压氢气环境用途例如为用于搭载于燃料电池汽车的高压氢容器的构件、用于设置于对燃料电池汽车供给氢的加氢站的高压氢容器的构件等。但是，本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材不限于高压氢气环境用途。如上所述，本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材能够广泛用于要求耐氢脆性及高强度的用途。
[制造方法]
以下对本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法进行说明。以下所说明的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法为本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法的一例。因此，具有上述构成的奥氏体系不锈钢钢材也可以通过除以下所说明的制造方法以外的其它制造方法来制造。但是，以下所说明的制造方法为本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法的优选的一例。
本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的制造方法的一例具备准备工序、热处理工序和冷加工工序。对各工序进行详细说明。
[准备工序]
准备工序中，准备具有上述化学组成的中间钢材。具有上述化学组成的中间钢材可以利用从第三方购买的钢材。另外，也可以利用制造而得的钢材。在制造中间钢材的情况下，例如可以通过下述方法来制造。
通过熟知的方法制造具有上述化学组成的钢水。使用所制造的钢水，利用熟知的铸造法制造铸造材。例如，利用铸锭法制造铸锭。也可以利用连续铸造法制造铸坯(板坯、大方坯、小方坯等)。对铸锭实施初轧、热锻等热加工，可以制造板坯、大方坯、小方坯。通过以上的工序来制造坯料。
对所准备的坯料实施热加工(热加工工序)。热加工例如为热锻、热挤压、热轧等。热锻例如为延伸锻造。关于热轧，例如，可以使用包含排列成一列的多个轧制机架(各轧制机架具有一对工作辊)的串联轧制机实施串联轧制，实施多道次轧制；也可以利用具有一对工作辊的反向轧制机等实施反向轧制，实施多道次轧制。热挤压例如为基于玻璃润滑剂高速挤压法的热挤压。通过以上的制造工序，可以制造中间钢材。热加工前的优选的加热温度T0为950～1100℃。加热温度T0下的优选的保持时间t0为20分钟～150分钟(2.5小时)。加热温度超过1100℃时，晶粒会粗大化。其结果是，即使实施热处理工序及冷加工工序，基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号也容易小于5.0。
热加工中的优选的断面收缩率为50％以上。在此，断面收缩率(％)由以下式子来定义。
断面收缩率＝(1-热加工后的中间钢材的垂直于长度方向的截面积/热加工前的坯料的垂直于长度方向的截面积)×100
断面收缩率的优选的下限为55％，进一步优选为60％。断面收缩率的上限没有特别限定。考虑设备负荷时，断面收缩率的优选的上限为例如90％。
[热处理工序]
热处理工序中，对具有上述化学组成的中间钢材实施热处理。具体而言，在热处理温度T1(℃)下保持保持时间t1。然后在经过保持时间后使中间钢材骤冷。骤冷例如为水冷或油冷。冷却速度例如为100℃/秒以上。热处理温度T1(℃)、保持时间t1(分钟)的条件如下。
热处理温度T1：950～1200(℃)
热处理温度T1下的保持时间t1：5～(1400-T1)/5(分钟)
[关于热处理温度T1]
若热处理温度T1低于950℃，则中间钢材中的析出物未充分固溶而残留在钢材中。此时，粗大析出物的个数密度会超过5.0个/0.2mm2。另一方面，若热处理温度T1超过1200℃，则奥氏体晶粒会粗大化，所制造的奥氏体系不锈钢钢材的奥氏体晶粒度编号变得低于5.0。因此，热处理温度T1为950～1200℃。热处理温度T1的优选的下限为980℃，进一步优选为1050℃，进一步优选为1100℃。热处理温度T1的优选的上限为1180℃。
[关于保持时间t1]
F1＝(1400-T1)/5。F1中的“T1”处代入热处理温度T1。保持时间t1小于5分钟时，中间钢材中的析出物未充分固溶而残留在钢材中。这种情况下，粗大析出物的个数密度会超过5.0个/0.2mm2。另一方面，若保持时间t1超过(1400-T1)/5分钟，则位错胞组织率变得小于50％。因此，热处理温度T1下的保持时间t1为5～(1400-T1)/5分钟。保持时间t1的优选的下限为10分钟，进一步优选为15分钟。保持时间t1的优选的上限为F1-5(分钟)，进一步优选为F1-10(分钟)。
如上所述，对在热处理温度T1下保持保持时间t1后的中间钢材进行骤冷。由此，抑制因热处理而固溶的合金元素在冷却中析出。骤冷例如为水冷、油冷。作为水冷方法，可以使钢材浸渍于水槽而进行冷却，也可以通过喷淋水冷或喷雾冷却而对钢材进行骤冷。
在通过热加工来制造钢材时，可以对刚刚完成热加工后的钢材实施热处理工序。例如，可以将刚刚完成热加工后的钢材温度(结束温度)设为950～1200℃且保持t1时间后进行骤冷。这种情况下，可得到与上述使用热处理炉的热处理同等的效果。在对刚刚完成热加工后的钢材进行骤冷的情况下，热处理工序的热处理温度T1相当于刚刚完成热加工后的中间钢材的温度(℃)。
[冷加工工序]
冷加工工序中，对热处理工序后的中间钢材实施冷加工。冷加工例如为冷拔、冷锻、冷轧等。例如在钢材为钢管或棒钢时，实施冷拔。在钢材为钢板时，实施冷轧。
冷加工工序中的断面减缩率RR设为15.0％以上。冷加工工序中的断面减缩率RR(％)由下式来定义。
断面减缩率RR＝(1-(冷加工工序中的冷加工完成后的中间钢材的截面积/冷加工工序前的中间钢材的截面积))×100
在此，中间钢材的截面积是指垂直于中间钢材的长度方向(轴向)的截面的面积(mm2)。
冷加工工序中的断面减缩率RR小于15.0％时，位错胞组织率变得低于50％。因此，得不到足够高的强度。因此，冷加工工序中的断面减缩率RR为15.0％以上。断面减缩率RR的优选的下限为18.0％，进一步优选为19.0％，进一步优选为20.0％。
断面减缩率RR的上限没有特别限定。但是，若断面减缩率超过80.0％，则强度改善效果达到饱和。因此，断面减缩率RR的优选的上限为80.0％。断面减缩率RR的进一步优选的上限为75.0％，进一步优选为70.0％。需要说明的是，冷加工工序(冷拔或冷轧)中的加工方向为单向。例如，在从多个方向实施冷轧的情况下，在实施一个方向上的冷轧而形成的胞壁区域101会被其它方向的冷轧破坏。其结果是，不能充分形成位错胞组织。因此，在本实施方式中，冷加工的方向为单向。
通过以上制造工序，可以制造具有上述化学组成、基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上且小于8.0、位错胞组织率为50％以上且小于80％、长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为5.0个/0.2mm2以下的奥氏体系不锈钢钢材。
需要说明的是，上述的制造方法为制造本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的方法的一例。因此，只要具有上述化学组成、基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上且小于8.0、位错胞组织率为50％以上且小于80％、长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为5.0个/0.2mm2以下，则也可以通过其它制造方法来制造本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材。上述制造方法为制造本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的优选的一例。
实施例
通过实施例来进一步具体地说明本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的效果。以下的实施例中的条件是为了确认本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材的可实施性及效果而采用的一个条件例。因此，本实施方式的奥氏体系不锈钢钢材不受该一个条件例限定。
将具有表1所示的化学组成的奥氏体系不锈钢180kg进行真空熔融，制造铸锭。
[表1]
表1
Figure GDA0003498602630000231
对铸锭实施热锻及热轧，从而制造宽200mm×厚20mm的钢板(中间钢材)。需要说明的是，在任一试验编号(参照表2)中，热锻时的加热温度T0(℃)及加热温度T0(℃)下的保持时间t0(分钟)均如表2所示。热锻时的断面收缩率均为65％。对所制造的各试验编号的中间钢材实施热处理工序。热处理工序中的热处理温度T1及热处理温度T1(℃)下的保持时间t1(分钟)如表2所示。对于经过保持时间后的钢板，从热处理炉中抽出后立即进行水冷。冷却速度例如为100℃/秒以上。
[表2]
表2
Figure GDA0003498602630000232
对于热处理工序后的中间钢材实施冷加工工序。作为冷加工工序，实施冷轧。冷加工工序中的断面减缩率RR如表2所示。需要说明的是，试验编号16中未实施冷加工工序。因此，试验编号16的冷加工工序中的断面减缩率RR为0％。需要说明的是，冷轧的轧制方向为单向。通过以上的制造工序制造了奥氏体系不锈钢钢材(钢板)。
[评价试验]
[晶粒度编号测定试验]
如图8所示，在垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，将板厚定义为t(mm)。将从上表面起的板厚方向上的t/2位置定义为采集位置P1。将从上表面起的板厚方向上的t/4位置定义为采集位置P2。将从下表面起的板厚方向上的t/4位置定义为采集位置P3。从采集位置P1～P3采集样品P1～P3。各样品P1～P3的受试面设为垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面。以受试面的中心位置几乎相当于t/2位置的方式采集样品P1。以受试面的中心位置几乎相当于t/4位置的方式采集样品P2。以受试面的中心位置几乎相当于t/4位置的方式采集样品P3。
对各样品P1～P3的受试面进行镜面研磨。对于经镜面研磨的受试面，使用混酸(以盐酸：硝酸＝1：1混合而成的溶液)实施腐蚀，使奥氏体晶界露出。对于各样品P1～P3的受试面，使用光学显微镜进行组织观察。组织观察时的光学显微镜的倍率设为100倍。在各样品P1～P3的受试面中，选择任意的3个视场。各视场的尺寸设为1000μm×1000μm。在各视场中，基于ASTM E112测定奥氏体晶粒度编号。将9个视场(各样品P1～P3中的3个视场)中得到的奥氏体晶粒度编号的算术平均值定义为奥氏体晶粒度编号。将得到的奥氏体晶粒度编号示于表2。
[位错胞组织率算定试验]
如图8所示，在垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，将板厚设为t(mm)，由作为从上表面起的板厚方向上的t/2位置的采集位置P1、作为从上表面起的板厚方向上的t/4位置的采集位置P2、作为从下表面起的板厚方向上的t/4位置的采集位置P3采集位错胞组织观察用的样品P1～P3。各样品P1～P3的受试面设为垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面。进行湿式研磨直至样品的厚度达到30μm为止。湿式研磨后，使用高氯酸(10vol.％)与乙醇(90vol.％)的混合液对各样品P1～P3实施电解研磨，制成薄膜样品P1～P3。对于各薄膜样品P1～P3的受试面，使用TEM实施组织观察。具体而言，在各薄膜样品P1～P3的受试面中的任意的10个视场(薄膜样品P1中10个视场、薄膜样品P2中10个视场、薄膜样品P3中10个视场)中实施TEM观察。各视场的尺寸设为4.2μm×4.2μm。TEM观察时的加速电压设为200kV。将可通过＜110＞的入射电子束观察到的晶粒作为观察对象。在各视场中生成明视场像。
使用各视场的明视场像，通过下述方法判定各视场是否为位错胞组织。在得到的明视场像中，生成表示像素值(0～255)的频度的直方图，求出直方图的中间值。需要说明的是，各视场的明视场像的像素数为117306像素。以中间值为阈值将明视场像二值化。在二值化而得的图像中，确定作为白色区域的低密度位错区域102。划定低密度位错区域102的外延，求出各低密度位错区域102的面积。然后将面积为0.20μm2以上的低密度位错区域102认定为“位错胞”。求出各视场中(4.2μm×4.2μm)的位错胞(具有0.20μm2以上的面积的低密度位错区域102)的个数。然后，当各视场中存在9个以上位错胞时，将该视场认定为形成有位错胞组织的视场。求出所观察的30个视场中的形成有位错胞组织的视场的个数。然后通过下式来定义位错胞组织率(％)。
位错胞组织率＝形成有位错胞组织的视场的个数/视场的总个数×100
将得到的位错胞组织率示于表2。
[粗大析出物的个数密度的测定试验]
粗大析出物的个数密度通过下述方法来测定。从上述样品采集位置P1～P3采集粗大析出物个数密度测定用的样品。
各样品P1～P3的受试面设为垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面。对受试面进行镜面研磨。对于镜面研磨后的样品P1～P3，使用混酸(以盐酸：硝酸＝1：1混合而成的溶液)实施腐蚀，使奥氏体晶界及析出物露出。对于蚀刻后的受试面，使用SEM通过反射电子像进行单视场观察。视场尺寸设为400μm×500μm。测定视场中的析出物的长轴。具体而言，在析出物与母相(奥氏体)的界面中，将连接任意2点的直线中的最长的直线定义为长轴(μm)。将析出物中的长轴为1.0μm以上的析出物确定为“粗大析出物”。求出所确定的粗大析出物的个数。基于得到的粗大析出物的个数和视场面积(0.2mm2)求出各样品P1～P3的粗大析出物的个数密度(个/0.2mm2)。然后，将3个个数密度的算术平均值定义为粗大析出物的个数密度(个/0.2mm2)。将得到的粗大析出物的个数密度示于表2。
[低应变速率拉伸试验]
对于各试验编号的钢板，实施低应变速率拉伸试验(Slow Strain Rate Test：SSRT)。具体而言，从钢板的板厚中央位置制作多个圆棒拉伸试验片。圆棒拉伸试验片的平行部的直径为3.0mm，平行部平行于钢板的长度方向(相当于轧制方向)。平行部的中心轴与钢板的板厚中央位置大致一致。将圆棒拉伸试验片的平行部的表面依次用#150、#400及#600的砂纸研磨，然后用丙酮脱脂。使用得到的圆棒拉伸试验片，在常温大气中以应变速率3.0×10-5/秒实施拉伸试验，得到断裂收缩率(断裂伸长率，单位为％)及拉伸强度(MPa)。将得到的拉伸强度示于表2。
进而，使用另一圆棒拉伸试验片在90MPa的氢气中以应变速率3.0×10-5/秒实施拉伸试验，得到断裂收缩率(断裂伸长率，单位为％)。使用下式求出各试验编号的相对断裂收缩率(％)。
相对断裂收缩率＝90MPa的氢气中的断裂收缩率/室温大气中的断裂收缩率×100
若得到的相对断裂收缩率为90.0％以上，则判定为耐氢脆性优异(表2中的“相对断裂收缩率评价”栏中为“○”)。另一方面，若得到的相对断裂收缩率小于90.0％，则判定为耐氢脆性低(表2中的“相对断裂收缩率评价”栏中为“×”)。
[试验结果]
表2示出试验结果。试验编号1～8及17的化学组成合适，制造方法也合适。因此，奥氏体系不锈钢钢材中，基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上且小于8.0。而且位错胞组织率均为50％以上且小于80％。进一步地，粗大析出物个数密度均为5.0个/0.2mm2以下。其结果是，试验编号1～8的拉伸强度为800MPa以上，得到高的拉伸强度。另外，相对断裂收缩率为90.0％以上，显示出优异的耐氢脆性。
另一方面，试验编号9中，Cr含量过低。因此，相对断裂收缩率小于90.0％，耐氢脆性低。
试验编号10中，Cr含量过高。因此，粗大析出物的个数密度超过5.0个/0.2mm2。其结果是，相对断裂收缩率小于90.0％，耐氢脆性低。认为这是由于，Cr碳化物过量地生成而形成氢破裂的起点。
试验编号11中，Mo含量过低。因此，位错胞组织率低于50％。其结果是，拉伸强度低于800MPa。另外，相对断裂收缩率低于90.0％，耐氢脆性低。
试验编号12中，化学组成合适但热处理工序中的热处理温度T1过高。因此，奥氏体晶粒度编号低于5.0，较低。另外，位错胞组织率低于50％。其结果是，拉伸强度TS低于800MPa。
试验编号13中，化学组成合适但热处理工序中的热处理温度T1过低。因此，粗大析出物的个数密度超过5.0个/0.2mm2。其结果是，相对断裂收缩率低于90.0％，耐氢脆性低。
试验编号14中，化学组成合适但热处理工序中的保持时间t1超过F1。因此，位错胞组织率低于50％。因此，拉伸强度低于800MPa。
试验编号15中，冷加工工序中的断面减缩率RR过低。另外，试验编号16中未实施冷加工工序。因此，试验编号15及16中，位错胞组织率低于50％。因此，拉伸强度低于800MPa。
以上对本发明的实施方式进行了说明。但是，上述实施方式不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明不受上述实施方式限定，可以在不脱离其主旨的范围内对上述实施方式适当加以变更而实施。
附图标记说明
101 胞壁区域
102 低密度位错区域

Claims (9)

1.一种奥氏体系不锈钢钢材，
其化学组成以质量％计为
C：0.100％以下、
Si：1.00％以下、
Mn：5.00％以下、
Cr：15.00～22.00％、
Ni：10.00～21.00％、
Mo：1.20～4.50％、
P：0.050％以下、
S：0.050％以下、
Al：0.100％以下、
N：0.100％以下、
Cu：0～0.70％、及
余量：Fe和杂质，
基于ASTM E112的奥氏体晶粒度编号为5.0以上且小于8.0，
在垂直于所述奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，位错胞组织率为50％以上且小于80％，长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为5.0个/0.2mm2以下，
所述位错胞组织率如下定义：在垂直于奥氏体系不锈钢钢材的长度方向的截面中，选择各视场的尺寸为4.2μm×4.2μm的任意的30个视场，在所选择的各视场中，生成TEM图像即明视场像，在生成的TEM图像中，确定位错密度高的胞壁区域和位错密度低的低密度位错区域，对于各视场，将在所确定的多个低密度位错区域中存在9个以上0.20μm2以上的低密度位错区域的视场认定为形成有位错胞组织的视场，将形成有位错胞组织的视场的个数相对于全部30个视场的比例定义为位错胞组织率，所述位错胞组织率的单位为％。
2.根据权利要求1所述的奥氏体系不锈钢钢材，其中，
所述奥氏体晶粒度编号为5.8以上。
3.根据权利要求1所述的奥氏体系不锈钢钢材，其中，
所述位错胞组织率为55％以上。
4.根据权利要求2所述的奥氏体系不锈钢钢材，其中，
所述位错胞组织率为55％以上。
5.根据权利要求1所述的奥氏体系不锈钢钢材，其中，
所述长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为4.5个/0.2mm2以下。
6.根据权利要求2所述的奥氏体系不锈钢钢材，其中，
所述长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为4.5个/0.2mm2以下。
7.根据权利要求3所述的奥氏体系不锈钢钢材，其中，
所述长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为4.5个/0.2mm2以下。
8.根据权利要求4所述的奥氏体系不锈钢钢材，其中，
所述长轴为1.0μm以上的析出物的个数密度为4.5个/0.2mm2以下。
9.根据权利要求1～权利要求8中任一项所述的奥氏体系不锈钢钢材，其中，
所述化学组成含有Cu：0.01～0.70％。
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