JP2016128608A - オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents

オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】高強度及び優れた耐水素脆性を有し、さらに、優れた被削性を有するオーステナイト系ステンレス鋼の提供。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．１〜６．０％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．１％以下、Ｎｉ：８．０〜１６．０％、Ｃｒ：１８．０〜３０．０％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ｎ：０．０５〜０．４５％、Ｎｂ：０〜０．５０％、及び、Ｖ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、結晶粒度番号が８．０未満であり、６９０ＭＰａ以上の引張強度を有する、オーステナイト系ステンレス鋼である。１５≦１２．６Ｃ＋１．０５Ｍｎ＋Ｎｉ＋１５Ｎ（１）
【選択図】図２

Description

本発明は、ステンレス鋼及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
近年、水素を燃料として走行する燃料電池自動車、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開発が進められている。ステンレス鋼は、燃料電池に利用される材料の候補の一つである。
ステンレス鋼を燃料電池用途に使用する場合、ステンレス鋼は高圧の水素ガス環境で利用される。そのため、燃料電池用途に使用されるステンレス鋼では、優れた耐水素脆性が要求される。現在、高圧ガス保安法に定められる自動車用圧縮水素容器基準では、耐水素脆性に優れるステンレス鋼として、ＳＵＳ３１６Ｌが認定されている。
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、水素ステーションでの高圧操業を考慮すれば、これらの用途に使用されるステンレス鋼の強度は高い方が好ましい。
燃料電池に使用されるステンレス鋼には、上述のとおり、優れた耐水素脆性及び高強度が求められる。一方で、燃料電池にステンレス鋼を使用する場合、ステンレス鋼を加工して所望の形状に成形する。たとえば、高強度のステンレス鋼材に対して、切削等の機械加工を実施する場合もある。この場合、ステンレス鋼はさらに、優れた被削性を有することが好ましい。
国際公開第２００４／０８３４７６号（特許文献１）、国際公開第２００４／０８３４７７号（特許文献２）、国際公開第２００４／１１１２８５号（特許文献３）及び国際公開第２０１２／１３２９９２号（特許文献４）は、高圧水素環境で使用され、高強度を有するステンレス鋼を提案する。
特許文献１に開示された水素ガス用ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３〜３０％、Ｃｒ：２２％を超えて３０％、Ｎｉ：１７〜３０％、Ｖ：０．００１〜１．０％、Ｎ：０．１０〜０．５０％、及びＡｌ：０．１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰが０．０３０％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆがそれぞれ０．０１％以下であり、かつ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＮの含有量が次の式を満たす。
５Ｃｒ＋３．４Ｍｎ≦５００Ｎ
特許文献２に開示された高圧水素ガス用ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０４％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：７〜３０％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｎｉ：５〜２０％、Ｖ：０．００１〜１．０％、Ｎ：０．２０〜０．５０％及びＡｌ：０．１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰが０．０３０％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆがそれぞれ０．０１％以下であり、次の式を満たす。
２．５Ｃｒ＋３．４Ｍｎ≦３００Ｎ
特許文献３に開示された水素ガス用オーステナイトステンレス鋼は、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％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００１〜０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、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、加工方向に沿った断面のＸ線積分強度Ｉ（２２０）／Ｉ（１１１）≦１０である組織を含有する。
特許文献４に開示された高圧水素ガス用オーステナイトステンレス鋼は質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３％以上７％未満、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：１０％以上１７％未満、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．１０〜０．５０％、並びにＶ：０．０１〜１．０％及びＮｂ：０．０１〜０．５０％のうち少なくとも１種を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰが０．００５０％以下、Ｓが０．０５０％以下であり、引張強さが８００ＭＰａ以上、結晶粒度番号（ＡＳＴＭ Ｅ１１２）が８番以上で、最大径が５０〜１０００ｎｍの合金炭窒化物を断面観察で０．４個／μｍ2以上含有する。
国際公開第２００４／０８３４７６号 国際公開第２００４／０８３４７７号 国際公開第２００４／１１１２８５号 国際公開第２０１２／１３２９９２号
特許文献１及び２に開示されたステンレス鋼は、溶体化処理を実施した後でも７００ＭＰａ以上の強度を有する。しかしながら、特許文献１のステンレス鋼では、Ｎｉ含有量が高いため、製造コストが高い。特許文献２のステンレス鋼では、Ｍｎ含有量が高いため、優れた加工性が得られない場合がある。特許文献３及び特許文献４のステンレス鋼では、溶体化処理及び冷間加工を実施することにより、高強度を実現する。しかしながら、冷間加工は耐水素脆性を低下する場合がある。さらに、上記特許文献１〜４に開示されたステンレス鋼は、被削性についての検討は行われていない。したがって、上述の特許文献１〜４に記載されたステンレス鋼であっても、優れた耐水素脆性、高強度及び優れた被削性を得られない場合があった。
本発明の目的は、優れた耐水素脆性及び高強度を有し、さらに、優れた被削性を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供することである。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．１〜６．０％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．１％以下、Ｎｉ：８．０〜１６．０％、Ｃｒ：１８．０〜３０．０％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ｎ：０．０５〜０．４５％、Ｎｂ：０〜０．５０％、及び、Ｖ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、結晶粒度番号が８．０未満であり、６９０ＭＰａ以上の引張強度を有する。
１５≦１２．６Ｃ＋１．０５Ｍｎ＋Ｎｉ＋１５Ｎ （１）
式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上述のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、上述の化学組成を有する素材を準備する工程と、素材を１回又は複数回熱間加工する工程とを備える。熱間加工する工程の最後の加熱後の熱間加工の断面減少率は７０％以下である。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、優れた耐水素脆性及び高強度を有し、さらに、優れた被削性を有する。
図１は、鋼の結晶粒度番号と、被削性の指標である相対摩耗量比との関係を示す図である。 図２は、Ｆ１＝１２．６Ｃ＋１．０５Ｍｎ＋Ｎｉ＋１５Ｎで定義される式と、耐水素脆性の指標である相対破断伸びとの関係を示す図である。 図３は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼における、断面減少率と引張強度との関係を示す図である。
本発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼の被削性、耐水素脆性及び強度について調査及び検討し、次の知見を得た。
（Ａ）被削性は、切削抵抗と切削時の切りくず処理性（切削工具に対する切りくずの剥離のしやすさ）とが関係する。切削抵抗が小さく、切りくず処理性が高い場合、切削工具の摩耗が抑えられる。つまり、鋼の被削性が高まる。
切削抵抗は、切削条件を一定とした場合、被削材の引張強度に依存する。切りくず処理性は、切削中に切りくずが折れるまでの切りくずの長さで判断できる。切りくずがもろいほど、切りくず処理性が高い。切りくずのもろさは、被削材の伸び及び引張強度に依存する。したがって、被削材であるオーステナイト系ステンレス鋼の引張強度及び伸びを抑制できれば、切削抵抗が低くなり、切りくず処理性が高くなる。その結果、被削性が高まる。
鋼中の結晶粒径が大きければ、引張強度及び伸びを抑制することができる。図１は、鋼の結晶粒度番号と、被削性の指標である相対摩耗量比との関係を示す図である。図１は、後述の実施例の結果をプロットした図である。相対摩耗量比とは、オーステナイト系ステンレス鋼にピーリング加工を実施したときの切削工具の摩耗量に対する、同じ条件でＪＩＳ規格のＳＵＳ３１６に相当する化学組成を有する鋼にピーリング加工を実施したときの切削工具の摩耗量（基準摩耗量）の比である。相対摩耗量比が高いほど、基準摩耗量と比較して切削工具の摩耗が少ない。つまり、鋼の被削性が高いことを意味する。
図１を参照して、結晶粒度番号が８．０よりも大きい場合、被削性はそれほど変化しない。一方、結晶粒度番号が８．０以下になると、結晶粒度番号が小さくなるにしたがい、相対摩耗量比が顕著に高くなる。したがって、本実施形態の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼の場合、結晶粒度番号を８．０以下にすれば、優れた被削性が得られる。
（Ｂ）一方、結晶粒径を粗大化すれば、耐水素脆性が低下する可能性がある。そこで、本実施形態では、オーステナイトの安定化を高めることにより、結晶粒が粗大であっても、耐水素脆性を高める。オーステナイトにおける水素の拡散係数は低い。オーステナイトを安定化することにより、鋼中で水素が拡散しにくくなる。さらに、水素脆化感受性の高いマルテンサイトの生成も抑制される。その結果、耐水素脆性が高まる。
炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）、マンガン（Ｍｎ）及びニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化する元素である。そこで、これらの元素を適性量含有することにより、耐水素脆性を高める。
Ｆ１＝１２．６Ｃ＋１．０５Ｍｎ＋Ｎｉ＋１５Ｎと定義する。図２は、Ｆ１と耐水素脆性との関係を示す図である。図２は後述の実施例の結果をプロットした図である。図２中の相対破断伸び（％）は、大気中での破断伸びに対する、高圧水素環境での破断伸びの比である。相対破断伸びが高いほど、耐水素脆性に優れることを意味する。
図２を参照して、Ｆ１が１５未満の場合、Ｆ１の増加に伴い、相対破断伸びが急激に上昇する。そして、Ｆ１が１５以上となった場合、Ｆ１が増加しても、相対破断伸びはそれほど上昇せず、ほぼ一定となる。つまり、図２のグラフでは、Ｆ１＝１５付近で変曲点が存在する。したがって、Ｆ１が１５以上であれば、優れた耐水素脆性が得られる。
（Ｃ）結晶粒径を粗大化すれば、被削性が高まるものの、強度が低下する可能性がある。そこで、本実施形態では、１．０％以上のＭｏを含有する。これにより、結晶粒度番号が８．０未満であっても、高い引張強度が得られる。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．１〜６．０％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．１％以下、Ｎｉ：８．０〜１６．０％、Ｃｒ：１８．０〜３０．０％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ｎ：０．０５〜０．４５％、Ｎｂ：０〜０．５０％、及び、Ｖ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、結晶粒度番号が８．０未満であり、６９０ＭＰａ以上の引張強度を有する。
１５≦１２．６Ｃ＋１．０５Ｍｎ＋Ｎｉ＋１５Ｎ （１）
式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上記オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、及び、Ｖ：０．０１〜０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
上記オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒度番号は、好ましくは、３．０以上である。この場合、上記オーステナイト系ステンレス鋼は、さらに優れた引張強度を有する。
上記オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒組織の混粒率は、好ましくは、２０％以下である。この場合、上記オーステナイト系ステンレス鋼の、強度のバラつきが抑制できる。
上記オーステナイト系ステンレス鋼は、上記化学組成を有する素材が１又は複数回熱間加工され、最後の加熱後の熱間加工において、７０％以下の断面減少率で熱間加工されて製造される。
この場合、上記化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼において、結晶粒度番号を８．０未満にすることができる。
以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼について詳述する。
［化学組成］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、次の元素を含有する化学組成を有する。
Ｃ：０．１０％以下
炭素（Ｃ）は、水素脆性を生じにくいｆｃｃ構造であるオーステナイトを安定化する。しかしながら、Ｃ含有量が高すぎれば、炭化物が粒界に析出して鋼の靭性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１０％未満であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
Ｓｉ：１．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は不純物である。ＳｉはＮｉ及びＣｒと結合して金属間化合物を形成する。Ｓｉはさらに、シグマ相等の金属間化合物の成長を促進する。これらの金属間化合物は、鋼の熱間加工性を低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８％である。Ｓｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｍｎ：２．１〜６．０％
マンガン（Ｍｎ）はオーステナイトを安定化して、水素脆化感受性の高いマルテンサイトの生成を抑制する。Ｍｎはさらに、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の延性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．１〜６．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は２．１％よりも高く、さらに好ましくは２．５％であり、さらに好ましくは３．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は６．０％未満である。
Ｐ：０．０４５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の熱間加工性及び靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４５％未満であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．１％以下
硫黄（Ｓ）は、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｓ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．１％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．１％未満であり、さらに好ましくは０．０９％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｎｉ：８．０〜１６．０％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化する。Ｎｉはさらに、鋼の延性及び靭性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は８．０〜１６．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は８．０％よりも高く、さらに好ましく９．０％であり、さらに好ましくは１０．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１６．０％未満であり、さらに好ましくは１５．０％である。
Ｃｒ：１８．０〜３０．０％
クロム（Ｃｒ）は鋼の耐食性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、Ｍ23Ｃ6型の炭化物が生成し、鋼の延性及び靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１８．０〜３０．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は３０．０％未満であり、さらに好ましくは２５．０％である。
Ｍｏ：１．０〜５．０％
モリブデン（Ｍｏ）はオーステナイトを固溶強化する。Ｍｏはさらに、鋼の耐食性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、金属間化合物が析出しやすくなり、鋼の延性及び靭性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は１．０〜５．０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．０％よりも高く、さらに好ましくは１．２％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は５．０％未満であり、さらに好ましくは４．０％であり、さらに好ましくは３．５％である。
Ｎ：０．０５〜０．４５％
窒素（Ｎ）はオーステナイトを安定化する。Ｎはさらに、固溶強化により鋼の強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が生成し、鋼の靭性等の機械的性質が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０５〜０．４５％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２１％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．４５％未満であり、さらに好ましくは０．４０％である。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造工程の環境等から混入する元素を意味する。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ及びＶからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
Ｎｂ：０〜０．５０％
Ｎｂは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは合金炭化物を生成し、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、その効果は飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Ｖ：０〜０．５０％
Ｖは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは合金炭化物を生成し、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、その効果は飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｖ含有量は０〜０．５０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
［式（１）について］
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
１５≦１２．６Ｃ＋１．０５Ｍｎ＋Ｎｉ＋１５Ｎ （１）
式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ及びＮは、上述のとおり、オーステナイトを安定化する。オーステナイト内における水素の拡散係数は低い。そのため、オーステナイト中では水素は拡散しにくい。
Ｆ１＝１２．６Ｃ＋１．０５Ｍｎ＋Ｎｉ＋１５Ｎと定義する。図２に示すとおり、Ｆ１が１５未満であれば、オーステナイトが安定しにくいため、耐水素脆性が低い。一方、Ｆ１が１５以上であれば、耐水素脆性が顕著に高くなる。したがって、Ｆ１は１５以上である。好ましくは、Ｆ１は１６以上であり、さらに好ましくは、１７以上である。
［結晶粒度について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼ではさらに、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）で規定される結晶粒度番号が８．０未満である。そのため、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は切削抵抗が低い。切削抵抗が低ければ、切削工具の摩耗を抑えることができ、生産性が向上する。結晶粒度番号が８．０未満であればさらに、切削時における、切りくずの被削材及び切削工具からの剥離も容易であり、切りくず処理性が高くなる。以上より、結晶粒度番号が８．０未満であれば、鋼の被削性が高まる。一方、結晶粒度番号が低すぎる場合、鋼の引張強度が低くなる場合がある。そのため、好ましくは、結晶粒度番号は３．０以上であり、より好ましくは４．０以上である。
結晶粒度番号は、次の方法により決定される。オーステナイト系ステンレス鋼から顕微鏡観察用の試験片を採取する。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）に規定される結晶粒度の顕微鏡試験方法を実施し、結晶粒度番号を評価する。具体的には、試験片の表面を、周知の腐食液（グリセレジア、カーリング試薬又はマーブル試薬等）を用いて腐食し、表面の結晶粒界を現出させる。腐食された表面上の１０視野において、各視野の結晶粒度番号を求める。各視野の面積は、約４０ｍｍ2である。ＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）の７．１．２に規定された結晶粒度標準図との比較により、各視野における結晶粒度番号を評価する。各視野の結晶粒度番号の平均を、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒度番号と定義する。
［引張強度について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の引張強度は６９０ＭＰａ以上である。上述のＭｏ含有量を含有し、さらに、後述の最終熱間加工での加工条件を調整することにより、引張強度を６９０ＭＰａ以上とすることができる。引張強度は７２０ＭＰa以上とすることが好ましい。鋼の被切削性を高めるためには、引張強度を８８０ＭＰa以下とするのが好ましい。
［混粒率について］
結晶粒組織が混粒である場合、強度や切削性にバラつきが生じる可能性がある。したがって、混粒率の好ましい上限は２５％であり、より好ましくは２０％である。混粒率は少ない程好ましい。混粒とは、上述の顕微鏡観察において、１視野内において最大頻度を有する粒度番号の粒から３以上異なった粒度番号の粒が偏在し、これらの粒が２０％以上の面積を占める状態にあるもの、又は、視野間において３以上異なった粒度番号の視野が存在したものをいう。
混粒率はたとえば、次の方法で測定することができる。オーステナイト系ステンレス鋼から顕微鏡観察用の試験片を採取し、上述の顕微鏡試験方法を実施する。顕微鏡試験方法において観察した全視野数をＮ、混粒と判定された視野数をｎとして、式（２）に代入することで求めることができる。
混粒率（％）＝（ｎ／Ｎ）×１００ （２）
後述の製造工程を実施することにより、結晶粒度番号８．０未満とし、かつ、引張強度を６９０ＭＰａ以上とすることができる。
［製造方法］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、素材を準備する工程と、素材を熱間加工する工程を備える。以下、製造方法について説明する。
［素材の準備工程］
上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼に対して、必要に応じて周知の脱ガス処理を実施する。脱ガス処理を実施した溶鋼から、素材を製造する。素材の製造方法はたとえば、連続鋳造法である。連続鋳造法により、連続鋳造材（素材）を製造する。連続鋳造材はたとえば、スラブ、ブルーム及びビレット等である。溶鋼を造塊法によりインゴットにしてもよい。
［熱間加工工程］
素材（連続鋳造材又はインゴット）を周知の方法により熱間加工して、オーステナイト系ステンレス鋼材にする。オーステナイト系ステンレス鋼材はたとえば、鋼管、鋼板、棒鋼、線材及び鍛鋼等である。オーステナイト系ステンレス鋼材はたとえば、ユジーン・セジュルネ法による熱間押出加工により製造されてもよい。
１回の熱間加工によりオーステナイト系ステンレス鋼材を製造してもよいし、複数回の熱間加工により、オーステナイト系ステンレス鋼材を製造してもよい。熱間加工を複数回実施する場合は、２回目以降の各熱間加工前に再加熱を実施し、鋼全体を均一に加工する。これにより、結晶粒組織の混粒率が低くなる。
最終の熱間加工（１回のみ熱間加工を実施する場合はその熱間加工、複数回熱間加工を実施する場合は最終の熱間加工）における、加熱条件及び熱間加工での断面減少率は次のとおりである。
加熱温度：１０００〜１２５０℃
加熱温度が低すぎれば、Ｐ等の不純物元素に起因した割れが発生しやすくなる。一方、加熱温度が高すぎれば、粒界溶融が生じて鋼材内部で割れが発生しやすくなる。したがって、好ましい加熱温度は１０００〜１２５０℃である。
断面減少率：７０％以下
最終の熱間加工前の素材の断面積をＡ０（ｍｍ2）、最終の熱間加工後の素材の断面積をＡ１（ｍｍ2）とした場合、断面減少率ＲＡ（％）は式（３）で定義される。
ＲＡ＝（Ａ０−Ａ１）／Ａ０×１００ （３）
上記断面減少率が高すぎれば、熱間加工により結晶粒が微細になり、結晶粒度番号が８．０以上になる。したがって、断面減少率は７０％以下である。
一方、図３に示すとおり、上記化学組成及び式（１）を満たす鋼材において、最終の熱間加工での断面減少率ＲＡと、引張強度ＴＳとは比例関係を有する。そのため、断面減少率ＲＡが低すぎれば、上記化学組成及び式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材であっても、引張強度が低くなる場合がある。したがって、引張強度を高めたい場合、断面減少率を適宜設定する。
好ましくは、上記化学組成及び式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材に対し、断面減少率ＲＡを２０％以上にする。この場合、最終熱間加工後のオーステナイト系ステンレス鋼材の引張強度ＴＳが６９０ＭＰａ以上になる。より好ましくは断面減少率ＲＡを３０％以上にする。この場合さらに、オーステナイト系ステンレス鋼の混粒率を低くできる。これにより、強度及び被削性のバラつきを抑制できる。さらに好ましくは、断面減少率ＲＡを３５％超にする。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼の引張強度をさらに高めることができる。
本実施形態の製造工程では、熱間加工後の溶体化処理及び冷間加工は省略される。つまり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、熱間加工まま材である。
以上の製造工程により製造されたオーステナイト系ステンレス鋼は、耐水素脆性及び被削性に優れ、高強度を有する。
［試験方法］
表１に示す試験番号Ａ１〜Ａ２０、Ｂ１〜Ｂ９の化学組成を有する溶鋼を、真空溶解炉を用いて製造した。
表１中のＦ１は、上述で定義したＦ１値が記載されている。各試験番号の溶鋼を用いて、５０ｋｇのインゴットを製造した。インゴットに対して熱間鍛造を実施して、厚さ７０ｍｍのブロックを製造した。
製造されたブロックに対して、最終熱間加工（熱間圧延）を実施してオーステナイト系ステンレス鋼板を製造した。最終熱間加工時の加熱温度（℃）及び断面減少率ＲＡ（％）は表２に示すとおりであった。試験番号Ｂ９のみ溶体化熱処理を実施した。溶体化熱処理の温度は１０６０℃、加熱時間は３０分であった。
［結晶粒度の測定試験］
各試験番号の鋼板を圧延方向に対して垂直に切断した。切断面のうち、幅及び厚さ中央部を表面（以下、観察面という）に有するサンプルを採取した。各サンプルの観察面に対して周知の電解研磨を実施した。電解研磨後の観察面に対して、上述の方法に基づいて、結晶粒度番号を決定した。
［混粒率の測定試験］
各試験番号の鋼板に対して上述の顕微鏡観察を行い、上述の方法で混粒率を求めた。いずれの試験番号の場合も１０視野観察した。
［引張試験］
各試験番号の鋼板の中心部から、丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片は鋼板の中心軸を含み、丸棒試験片の平行部は、鋼板の圧延方向に平行であった。平行部の直径は５ｍｍであった。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、各試験番号の鋼板の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。
［耐水素脆性評価試験］
各試験番号の鋼板の中心部から、２つの丸棒引張試験片（第１及び第２試験片）を採取した。各丸棒引張試験片はいずれも、鋼板の中心軸を含み、丸棒試験片の平行部は、鋼板の圧延方向に平行であった。平行部の直径は３ｍｍであった。
第１試験片に対して、常温（２５℃）の大気中にて引張試験（大気引張試験という）を実施し、破断伸びＢＥ0を測定した。さらに、第２試験片に対して、常温（２５℃）、４５ＭＰａの高圧水素雰囲気中で引張試験（水素引張試験という）を実施し、破断伸びＢＥHを測定した。大気引張試験及び水素引張試験のいずれにおいても、ひずみ速度を３×１０-6／Ｓとした。水素脆性の影響は、破断伸びに現れる。そこで、相対破断伸び（％）を式（４）で定義した。
相対破断伸び＝ＢＥH／ＢＥ0×１００ （４）
相対破断伸びが８０％以上であれば、耐水素脆性に優れると判断した。
［被削性評価試験］
各試験番号の鋼板の中心部から、棒状試験片を採取した。各棒状試験片はいずれも、鋼板の中心軸を含み、棒状試験片の平行部は、鋼板の圧延方向に平行であった。棒状試験片の横断面は円であり、直径は８ｍｍであった。
棒状試験片に対して、ピーリング加工を実施した。直径８ｍｍの棒状試験片を５分間ピーリング加工した。コーティング処理されておらず、ＪＩＳ規格のＰ２０に相当する超硬工具を、ピーリング加工に用いた。切削速度は１００ｍ／ｍｉｎ、送りは０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切込みは１．０ｍｍであった。ピーリング時には潤滑油を使用しなかった。上記条件でピーリング加工を実施し、試験後の超硬工具のフランク摩耗量Ｗ１（ｍｍ）を測定した。
さらに、ＪＩＳ規格のＳＵＳ３１６に相当する化学組成を有する棒状試験片（基準試験片という）を準備した。基準試験片の形状は、各試験番号の棒状試験片と同じであった。基準試験片を用いて、上記と同じ条件でピーリング加工を実施し、試験後の超硬工具のフランク摩耗量Ｗ０（ｍｍ）を測定した。測定結果に基づいて、次の式（５）で定義される相対摩耗量比を求めた。
相対摩耗量比＝Ｗ０／Ｗ１ （５）
相対摩耗量比が０．４０以上であれば、被削性に優れると判断した。
［試験結果］
表２を参照して、試験番号Ａ１〜Ａ２０の鋼の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。試験番号Ａ１〜Ａ２０の鋼はさらに、製造条件が適切であり、その結晶粒度番号が８．０未満であった。そのため、これらの試験番号の鋼の相対破断伸びは８０％以上であり、優れた耐水素脆性を示した。さらに、これらの試験番号の鋼の相対摩耗量比は０．４以上であり、優れた被削性を示した。さらに、これらの試験番号の鋼の引張強度は６９０ＭＰａ以上であり、高強度を示した。
試験番号Ａ１〜Ａ１９では、最終熱間加工での断面減少率が３０％以上であった。そのため、断面減少率が２０％であった試験番号Ａ２０と比較して、結晶粒度の混粒率が低かった。
試験番号Ａ１〜Ａ１７は最終熱間加工での断面減少率が３５％を超えた。そのため、断面減少率が３５％以下であったＡ１８〜Ａ２０と比較して、引張強度が高く、７２０ＭＰａ以上であった。
試験番号Ａ１〜Ａ１８及び試験番号Ａ２０は、結晶粒度番号が３．０以上であった。そのため、結晶粒度番号が３．０未満であった試験番号Ａ１９と比較して、引張強度ＴＳが高かった。
一方、試験番号Ｂ１〜Ｂ３では、化学組成は適切であったものの、最終熱間加工時の断面減少率が高すぎた。その結果、結晶粒度番号が８．０を超えた。そのため、相対摩耗量比が０．４０未満となり、被削性が低かった。
試験番号Ｂ４の化学組成は、Ｍｎ含有量及びＮ含有量が低すぎ、式（１）を満たさなかった。そのため、相対破断伸びが８０％未満であり、耐水素脆性が低かった。
試験番号Ｂ５では、各元素の含有量は適切であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、相対破断伸びが８０％未満であり、耐水素脆性が低かった。
試験番号Ｂ６の化学組成は、Ｍｎ含有量及びＭｏ含有量が低すぎ、式（１）を満たさなかった。そのため、相対破断伸びが８０％未満であり、耐水素脆性が低かった。
試験番号Ｂ７及びＢ８の化学組成は、Ｎｉ含有量が低すぎ、式（１）を満たさなかった。そのため、相対破断伸びが８０％未満であり、耐水素脆性が低かった。
試験番号Ｂ９では、各元素の含有量は適切であり、式（１）を満たしたものの、熱間加工後、溶体化熱処理を行った。そのため、引張強度が６９０ＭＰａ未満となった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (11)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１０％以下、
    Ｓｉ：１．０％以下、
    Ｍｎ：２．１〜６．０％、
    Ｐ：０．０４５％以下、
    Ｓ：０．１％以下、
    Ｎｉ：８．０〜１６．０％、
    Ｃｒ：１８．０〜３０．０％、
    Ｍｏ：１．０〜５．０％、
    Ｎ：０．０５〜０．４５％、
    Ｎｂ：０〜０．５０％、及び、
    Ｖ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、
    結晶粒度番号が８．０未満であり、
    ６９０ＭＰａ以上の引張強度を有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
    １５≦１２．６Ｃ＋１．０５Ｍｎ＋Ｎｉ＋１５Ｎ （１）
    式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
    Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、及び、
    Ｖ：０．０１〜０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
  3. 請求項１又は請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
    前記結晶粒度番号が３．０以上である、オーステナイト系ステンレス鋼。
  4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
    結晶粒組織の混粒率が２０％以下である、オーステナイト系ステンレス鋼。
  5. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材。
  6. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼管。
  7. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
  8. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス棒鋼。
  9. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス線材。
  10. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鍛鋼。
  11. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法であって、
    前記化学組成を有する素材を準備する工程と、
    前記素材を１回又は複数回熱間加工する工程とを備え、
    前記熱間加工する工程の最後の加熱後の前記熱間加工の断面減少率が７０％以下である、
    オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
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