JP2021139007A - Austenitic stainless steel material - Google Patents
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Abstract
Description
本開示は、オーステナイト系ステンレス鋼材に関する。 The present disclosure relates to austenitic stainless steel materials.
化石燃料に代えて、水素をエネルギーとして利用する燃料電池自動車に代表される輸送機器や、この輸送機器に水素を供給する水素ステーションの実用化研究が活発に進められている。これらの水素ステーションや輸送機器は、高圧水素を貯蔵するタンクや、高圧水素用の配管を備える。高圧水素用のタンクや配管では、水素が鋼材中へ侵入することで延性や靱性が著しく損なわれる、水素脆性が問題となる。そのため、高圧水素用のタンクや配管に使用されるオーステナイト系ステンレス鋼材には、高圧水素ガス環境下での優れた耐水素脆性が求められる。さらに、高圧水素用のタンクや配管に使用されるオーステナイト系ステンレス鋼材には、高圧の水素に耐えるために高強度を有することが求められる。 Research on the practical application of transportation equipment represented by fuel cell vehicles that use hydrogen as energy instead of fossil fuels and hydrogen stations that supply hydrogen to this transportation equipment is being actively promoted. These hydrogen stations and transportation equipment are equipped with tanks for storing high-pressure hydrogen and piping for high-pressure hydrogen. In tanks and pipes for high-pressure hydrogen, hydrogen embrittlement becomes a problem because ductility and toughness are significantly impaired when hydrogen penetrates into steel materials. Therefore, austenitic stainless steel materials used for tanks and pipes for high-pressure hydrogen are required to have excellent hydrogen embrittlement resistance in a high-pressure hydrogen gas environment. Further, the austenitic stainless steel materials used for tanks and pipes for high-pressure hydrogen are required to have high strength in order to withstand high-pressure hydrogen.
たとえば、特開２０１８−１３５５９２号公報（特許文献１）は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐水素脆性及び耐力を高める技術を提案する。 For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2018-135592 (Patent Document 1) proposes a technique for enhancing hydrogen embrittlement resistance and proof stress of austenitic stainless steel.
特許文献１に記載の高圧水素用オーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．４０〜１．００％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：８．００〜１４．００％、Ｃｒ：１６．００〜２１．００％、Ｎ：０．０９％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物元素からなり、さらに、５４．８Ｃ＋３．７Ｎｉ＋２．５Ｍｎ−１．６Ｃｒ−０．９Ｓｉ＋２６６Ｎ−３９．６＞０の条件（式１）を満足し、固溶化熱処理ままで用いられ、鋼中にＣｒ炭化物が、面積率で２３％以上存在することを特徴とする。これにより、高価なＭｏを添加する必要がない等、成分的に安価な鋼とすることができる。さらに、冷間加工による強度向上に頼ることなく、固溶化熱処理ままで優れた耐力、硬さを得ることができる。その結果、低温での耐水素脆性も優れた高圧水素用オーステナイト系ステンレス鋼が得られる、と特許文献１に記載されている。 The austenitic stainless steel for high-pressure hydrogen described in Patent Document 1 has a mass% of C: 0.40 to 1.00%, Si: 1.00% or less, Mn: 2.00% or less, P: 0. Contains 040% or less, S: 0.030% or less, Ni: 8.00 to 14.00%, Cr: 16.0 to 21.00%, N: 0.09% or less, and the balance Fe and impurity elements. Further, it satisfies the condition (Equation 1) of 54.8C + 3.7Ni + 2.5Mn-1.6Cr-0.9Si + 266N-39.6> 0, and is used as it is in the solid solution heat treatment, and Cr carbide is contained in the steel. It is characterized in that it exists in an area ratio of 23% or more. As a result, it is possible to obtain steel that is inexpensive in terms of composition, such that it is not necessary to add expensive Mo. Furthermore, excellent proof stress and hardness can be obtained with the solution heat treatment as it is, without relying on the strength improvement by cold working. As a result, Patent Document 1 describes that an austenitic stainless steel for high-pressure hydrogen having excellent hydrogen embrittlement resistance at low temperatures can be obtained.
上述の特許文献１に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼材では、優れた耐水素脆性を得るために、Ｎｉを多く含有している。具体的には、特許文献１の実施例では、１２．００質量％よりも高いＮｉが含有されている。Ｎｉ含有量を高めれば、耐水素脆性が高まる。しかしながら、Ｎｉ含有量を高めれば、製品コストも高まってしまう。したがって、Ｎｉ含有量を抑えつつ、高い強度及び優れた耐水素脆性の両立が得られる方が好ましい。 The austenitic stainless steel material disclosed in Patent Document 1 described above contains a large amount of Ni in order to obtain excellent hydrogen embrittlement resistance. Specifically, in the examples of Patent Document 1, Ni is contained in an amount of more than 12.00% by mass. Increasing the Ni content enhances hydrogen embrittlement resistance. However, if the Ni content is increased, the product cost also increases. Therefore, it is preferable that both high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained while suppressing the Ni content.
さらに、上述の輸送機器用途にオーステナイト系ステンレス鋼材が適用される場合、高い強度及び優れた耐水素脆性の両立に加えて、降伏強度が安定していることが望まれる。その理由は次のとおりである。 Further, when an austenitic stainless steel material is applied to the above-mentioned transportation equipment application, it is desired that the yield strength is stable in addition to both high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance. The reason is as follows.
水素ステーションの構造物は、疲労寿命設計（無限寿命設計）を前提とする場合が多い。つまり、水素ステーションの構造物では、Ｓ−Ｎ曲線における疲労限度以下（つまり、応力振幅が疲労限度以下の領域）でオーステナイト系ステンレス鋼材が使用される。水素ステーションの場合、定期点検時に部品を容易に交換することは困難であるためである。これに対して、輸送機器では、定期点検が実施され、かつ、部品交換が比較的容易である。そのため、輸送機器では、有限寿命設計を前提とすることができる。したがって、輸送機器用途では、Ｓ−Ｎ曲線における有限寿命領域内（Ｓ−Ｎ曲線の傾斜部に相当）でオーステナイト系ステンレス鋼材を使用できる。 Hydrogen station structures are often premised on fatigue life design (infinite life design). That is, in the structure of the hydrogen station, the austenitic stainless steel material is used below the fatigue limit in the SN curve (that is, the region where the stress amplitude is below the fatigue limit). This is because in the case of a hydrogen station, it is difficult to easily replace parts during regular inspections. On the other hand, in transportation equipment, periodic inspections are carried out and parts replacement is relatively easy. Therefore, transportation equipment can be premised on a finite life design. Therefore, for transportation equipment applications, austenitic stainless steel can be used within the finite life region of the SN curve (corresponding to the inclined portion of the SN curve).
しかしながら、Ｓ−Ｎ曲線の有限寿命領域では、応力（応力振幅）にばらつきがでやすい。そのため、Ｓ−Ｎ曲線の有限寿命領域内で鋼材を使用する場合、工業生産を考慮すれば、降伏強度が安定していることが求められる。たとえば、１本のオーステナイト系ステンレス鋼材から、輸送機器用の複数の部品を製造する場合、各部品の降伏強度のばらつきは少ない方が、工業生産的には好ましい。 However, in the finite life region of the SN curve, the stress (stress amplitude) tends to vary. Therefore, when a steel material is used within the finite life region of the SN curve, it is required that the yield strength is stable in consideration of industrial production. For example, when a plurality of parts for transportation equipment are manufactured from one austenitic stainless steel material, it is preferable for industrial production that the variation in yield strength of each part is small.
本開示の目的は、高強度及び優れた耐水素脆性を両立可能であり、かつ、降伏強度が安定しているオーステナイト系ステンレス鋼材を提供することである。 An object of the present disclosure is to provide an austenitic stainless steel material which can achieve both high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance and has a stable yield strength.
本開示のオーステナイト系ステンレス鋼材は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１００％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：１．５０〜６．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎｉ：４．０〜１２．０％、
Ｃｒ：１７．０〜１９．０％、
Ｎ：０．１２〜０．３０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｃｕ：０〜０．５％、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たし、
前記オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、前記オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から５ｍｍ深さ位置でのオーステナイト面積率Ａ１（％）に対する、前記断面の中心位置でのオーステナイト面積率Ａ０（％）の比Ａ０／Ａ１が０．９９０〜１．０１０である。
−７．１＋２．７Ｎｉ＋０．４９Ｃｒ＋２．０Ｍｏ−２．０Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ−５．７Ｃ−２４Ｎ≧１０．００ （１）
Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ−０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋０．５３Ｃｕ＋７．５５Ｎ≧２５．００ （２）
Ｃ＋Ｎ≧０．２２ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、前記化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
The austenitic stainless steel material of the present disclosure is
The chemical composition is mass%,
C: 0.100% or less,
Si: 1.00% or less,
Mn: 1.50 to 6.00%,
P: 0.050% or less,
S: 0.030% or less,
Ni: 4.0 to 12.0%,
Cr: 17.0 to 19.0%,
N: 0.12 to 0.30%,
Nb: 0.01 to 0.20%,
V: 0.01 to 0.10%,
Mo: 0 to 0.10%,
Cu: 0-0.5%, and
The balance is composed of Fe and impurities and satisfies equations (1) to (3).
In the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material, the austenite area ratio A0 (%) at the center position of the cross section with respect to the austenite area ratio A1 (%) at a depth of 5 mm from the surface of the austenitic stainless steel material. ) Has a ratio of A0 / A1 of 0.990 to 1.010.
-7.1 + 2.7Ni + 0.49Cr + 2.0Mo-2.0Si + 0.75Mn-5.7C-24N ≧ 10.00 (1)
Ni + 0.72Cr + 0.88Mo + 1.11Mn-0.27Si + 12.93C + 0.53Cu + 7.55N ≧ 25.00 (2)
C + N ≧ 0.22 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element in the chemical composition is substituted for each element symbol of the formulas (1) to (3).
本開示のオーステナイト系ステンレス鋼は、高強度及び優れた耐水素脆性を両立可能であり、かつ、降伏強度が安定している。 The austenitic stainless steel of the present disclosure can achieve both high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance, and has a stable yield strength.
本発明者らは、強度及び優れた耐水素脆性を両立可能であり、かつ、降伏強度が安定しているオーステナイト系ステンレス鋼材について、調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。 The present inventors have investigated and investigated an austenitic stainless steel material that can achieve both strength and excellent hydrogen embrittlement resistance and has a stable yield strength. As a result, the present inventors obtained the following findings.
従来の研究により、水素脆化が生じるメカニズムとして、加工誘起マルテンサイトによる水素脆化が知られている。オーステナイト系ステンレス鋼材の加工時に加工誘起マルテンサイト変態が生じると、耐水素脆性が著しく低下する。この加工誘起マルテンサイト変態の生じ難さを示す指標として、Ｎｉ当量が用いられている。Ｎｉ当量が高い程、オーステナイト安定度が高く、耐水素脆性に有害な加工誘起マルテンサイト変態が生じ難くなる。 According to conventional studies, hydrogen embrittlement due to process-induced martensite is known as a mechanism for hydrogen embrittlement. If processing-induced martensitic transformation occurs during processing of austenitic stainless steel, hydrogen embrittlement resistance is significantly reduced. Ni equivalent is used as an index showing the difficulty of occurrence of this process-induced martensitic transformation. The higher the Ni equivalent, the higher the austenite stability and the less likely it is that process-induced martensitic transformation, which is harmful to hydrogen embrittlement, will occur.
加工誘起マルテンサイト変態は、水素脆化の支配的な要因である。そのため、従前では、特許文献１のオーステナイト系ステンレス鋼材のように、Ｎｉ当量を高めるために、多量のＮｉが含有されている。しかしながら、多量のＮｉを含有すれば、製品コストが高くなる。そこで、本発明者らは、単にＮｉ含有量を高めるのではなく、他の方法により、強度と耐水素脆性とを両立する方法を検討した。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。 Process-induced martensitic transformation is the dominant factor in hydrogen embrittlement. Therefore, conventionally, a large amount of Ni is contained in order to increase the Ni equivalent, as in the austenitic stainless steel material of Patent Document 1. However, if a large amount of Ni is contained, the product cost becomes high. Therefore, the present inventors have investigated a method of achieving both strength and hydrogen embrittlement resistance by other methods, rather than simply increasing the Ni content. As a result, the present inventors obtained the following findings.
水素脆化が生じるメカニズムとして、従来知られてきた加工誘起マルテンサイトの他に、オーステナイト系ステンレス鋼材中の転位が影響する。塑性変形によって導入された転位は、全体の弾性エネルギーが最小となる配置となるように移動する。このとき、プラナーな転位組織が形成されると、金属組織中のすべり変形の方向が一定方向となる。その結果、水素脆化が生じ易くなる。 In addition to the conventionally known process-induced martensite, dislocations in austenitic stainless steel materials affect the mechanism of hydrogen embrittlement. The dislocations introduced by plastic deformation move so that the total elastic energy is minimized. At this time, when a planner dislocation structure is formed, the direction of slip deformation in the metal structure becomes a constant direction. As a result, hydrogen embrittlement is likely to occur.
水素脆化に対して、加工誘起マルテンサイトは支配的な要因である。そのため、Ｎｉ含有量が１２．００％を超えるオーステナイト系ステンレス鋼材では、転位組織まで考慮せずとも耐水素脆性を高めることができる。しかしながら、Ｎｉ含有量を１２．００％以下まで抑えた場合、転位構造の影響まで考慮しなければ、耐水素脆性を十分に高めることができないことが、本発明者らの検討により明らかとなった。 Process-induced martensite is the dominant factor for hydrogen embrittlement. Therefore, in an austenitic stainless steel material having a Ni content of more than 12.00%, hydrogen embrittlement resistance can be enhanced without considering the dislocation structure. However, it has been clarified by the studies by the present inventors that when the Ni content is suppressed to 12.00% or less, the hydrogen embrittlement resistance cannot be sufficiently increased unless the influence of the dislocation structure is taken into consideration. ..
そこで本発明者らは、Ｎｉ含有量が１２．００％以下であっても、加工誘起マルテンサイト変態を抑制し、かつ、プラナーな転位組織の形成を抑制することにより、耐水素脆性を高めることができる、オーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成について調査及び検討した。その結果、オーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成が以下の式（１）及び式（２）を満たせば、Ｎｉ含有量を１２．００％以下まで低減した場合であっても、優れた耐水素脆性が得られることが分かった。
−７．１＋２．７Ｎｉ＋０．４９Ｃｒ＋２．０Ｍｏ−２．０Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ−５．７Ｃ−２４Ｎ≧１０．００ （１）
Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ−０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋０．５３Ｃｕ＋７．５５Ｎ≧２５．００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Therefore, the present inventors enhance hydrogen embrittlement resistance by suppressing process-induced martensitic transformation and suppressing the formation of planner dislocation structures even when the Ni content is 12.00% or less. The chemical composition of austenitic stainless steel was investigated and examined. As a result, if the chemical composition of the austenitic stainless steel material satisfies the following formulas (1) and (2), excellent hydrogen embrittlement resistance is obtained even when the Ni content is reduced to 12.00% or less. It turned out to be obtained.
-7.1 + 2.7Ni + 0.49Cr + 2.0Mo-2.0Si + 0.75Mn-5.7C-24N ≧ 10.00 (1)
Ni + 0.72Cr + 0.88Mo + 1.11Mn-0.27Si + 12.93C + 0.53Cu + 7.55N ≧ 25.00 (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol of the formula (1) and the formula (2).
式（１）は、上述の化学組成において、プラナー転位構造を抑制するための式であり、式（２）は、上述の化学組成において、加工誘起マルテンサイト変態を抑制するための式である。 The formula (1) is a formula for suppressing the planner dislocation structure in the above-mentioned chemical composition, and the formula (2) is a formula for suppressing the processing-induced martensitic transformation in the above-mentioned chemical composition.
ところで、Ｎｉは耐水素脆性を高めるだけでなく、強度も高める元素である。そのため、Ｎｉ含有量を１２．０％以下に抑える場合、Ｎｉ以外の元素で、強度を高める必要がある。そこで、本発明者らは、Ｃ及びＮの固溶強化によって、強度を高めることを考えた。そこで、本発明者らは、上述の化学組成において、適切なＣ含有量とＮ含有量との関係を調査した。その結果、上述の化学組成が式（１）及び式（２）を満たし、さらに、式（３）を満たせば、高い強度及び優れた耐水素脆性の両立が可能であることを見出した。
Ｃ＋Ｎ≧０．２２ （３）
ここで、式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
By the way, Ni is an element that not only enhances hydrogen embrittlement resistance but also enhances strength. Therefore, when the Ni content is suppressed to 12.0% or less, it is necessary to increase the strength with an element other than Ni. Therefore, the present inventors have considered increasing the strength by strengthening the solid solution of C and N. Therefore, the present inventors investigated the relationship between an appropriate C content and N content in the above-mentioned chemical composition. As a result, it was found that if the above-mentioned chemical composition satisfies the formulas (1) and (2) and further satisfies the formula (3), both high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance can be achieved at the same time.
C + N ≧ 0.22 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol of the formula (3).
上述のとおり、式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材であっても、Ｓ−Ｎ曲線の有限寿命領域で使用される場合、降伏強度のばらつきをより抑える必要がある。有限寿命領域で使用する場合に降伏強度がばらつけば、強度設計に影響が出るためである。 As described above, even if the austenitic stainless steel material has a chemical composition satisfying the formulas (1) to (3), it is necessary to further suppress the variation in the yield strength when used in the finite life region of the SN curve. There is. This is because if the yield strength varies when used in a finite life region, the strength design will be affected.
そこで、本発明者らは、高強度及び優れた耐水素脆性の両立が可能な式（１）〜式（３）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材において、降伏強度ばらつきをさらに抑制できる方法について検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。 Therefore, the present inventors have studied a method capable of further suppressing the variation in yield strength in austenitic stainless steel materials satisfying the formulas (1) to (3) capable of achieving both high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance. rice field. As a result, the present inventors obtained the following findings.
降伏強度のばらつきは、鋼材中のミクロ組織の均一性と相関がある。上述の化学組成の場合、鋼材のミクロ組織は実質的にオーステナイトであり、具体的には、オーステナイト面積率は９５．００％以上である。しかしながら、例えば、鋼材の長手方向に垂直な断面に注目した場合、断面表層部でのオーステナイト面積率と、断面中心部でのオーステナイト面積率とは、わずかではあるが、ばらつきがある。このわずかなミクロ組織のばらつきが、降伏強度のばらつきの要因となっていると、本発明者らは考えた。 The variation in yield strength correlates with the uniformity of the microstructure in the steel material. In the case of the above-mentioned chemical composition, the microstructure of the steel material is substantially austenite, and specifically, the austenite area ratio is 95.00% or more. However, for example, when focusing on the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel material, the austenite area ratio at the surface layer portion of the cross section and the austenite area ratio at the center of the cross section vary slightly. The present inventors considered that this slight variation in microstructure is a factor in the variation in yield strength.
そこで、本発明者らは、断面表層部でのオーステナイト面積率Ａ１と、断面中心部でのオーステナイト面積率Ａ０と、降伏強度ばらつきとの関係について、調査を行った。その結果、断面表層部でのオーステナイト面積率Ａ１に対する、断面中心部でのオーステナイト面積率Ａ０の比（＝Ａ０／Ａ１）が０．９９０〜１．０１０の範囲内であれば、有限寿命領域での使用を考慮した場合であっても、降伏強度ばらつきを十分に抑えることができることが判明した。 Therefore, the present inventors investigated the relationship between the austenite area ratio A1 at the surface layer portion of the cross section, the austenite area ratio A0 at the center portion of the cross section, and the variation in yield strength. As a result, if the ratio (= A0 / A1) of the austenite area ratio A0 at the center of the cross section to the austenite area ratio A1 at the surface layer of the cross section is within the range of 0.990 to 1.010, it is in the finite life region. It was found that the variation in yield strength can be sufficiently suppressed even when the use of the above is taken into consideration.
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材の構成は次のとおりである。 The configuration of the austenitic stainless steel material of the present embodiment completed based on the above findings is as follows.
［１］のオーステナイト系ステンレス鋼材は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１００％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：１．５０〜６．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎｉ：４．０〜１２．０％、
Ｃｒ：１７．０〜１９．０％、
Ｎ：０．１２〜０．３０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｃｕ：０〜０．５％、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たし、
前記オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、前記オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から５ｍｍ深さ位置でのオーステナイト面積率Ａ１（％）に対する、前記断面の中心位置でのオーステナイト面積率Ａ０（％）の比Ａ０／Ａ１が０．９９０〜１．０１０である。
−７．１＋２．７Ｎｉ＋０．４９Ｃｒ＋２．０Ｍｏ−２．０Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ−５．７Ｃ−２４Ｎ≧１０．００ （１）
Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ−０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋０．５３Ｃｕ＋７．５５Ｎ≧２５．００ （２）
Ｃ＋Ｎ≧０．２２ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、前記化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
The austenitic stainless steel material of [1] is
The chemical composition is mass%,
C: 0.100% or less,
Si: 1.00% or less,
Mn: 1.50 to 6.00%,
P: 0.050% or less,
S: 0.030% or less,
Ni: 4.0 to 12.0%,
Cr: 17.0 to 19.0%,
N: 0.12 to 0.30%,
Nb: 0.01 to 0.20%,
V: 0.01 to 0.10%,
Mo: 0 to 0.10%,
Cu: 0-0.5%, and
The balance is composed of Fe and impurities and satisfies equations (1) to (3).
In the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material, the austenite area ratio A0 (%) at the center position of the cross section with respect to the austenite area ratio A1 (%) at a depth of 5 mm from the surface of the austenitic stainless steel material. ) Has a ratio of A0 / A1 of 0.990 to 1.010.
-7.1 + 2.7Ni + 0.49Cr + 2.0Mo-2.0Si + 0.75Mn-5.7C-24N ≧ 10.00 (1)
Ni + 0.72Cr + 0.88Mo + 1.11Mn-0.27Si + 12.93C + 0.53Cu + 7.55N ≧ 25.00 (2)
C + N ≧ 0.22 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element in the chemical composition is substituted for each element symbol of the formulas (1) to (3).
［２］のオーステナイト系ステンレス鋼材は、
［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｍｏ：０．０１〜０．１０％を含有する。
The austenitic stainless steel material of [2] is
The austenitic stainless steel material according to [1].
The chemical composition is
Mo: Contains 0.01 to 0.10%.
［３］のオーステナイト系ステンレス鋼材は、
［１］又は［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
前記化学組成は質量％で、
Ｃｕ：０．１〜０．５％を含有する。
The austenitic stainless steel material of [3] is
The austenitic stainless steel material according to [1] or [2].
The chemical composition is mass%
Cu: Contains 0.1 to 0.5%.
以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。 Hereinafter, the austenitic stainless steel material of the present embodiment will be described in detail. Unless otherwise specified, "%" for an element means mass%.
［化学組成］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
[Chemical composition]
The chemical composition of the austenitic stainless steel of the present embodiment contains the following elements.
Ｃ：０．１００％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材において、Ｃは積極的に添加される元素ではない。Ｃ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭化物が粒界に析出して鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１００％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％であり、さらに好ましくは０．０８２％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ｃ含有量はできるだけ低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量を過剰に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％である。
C: 0.100% or less Carbon (C) is inevitably contained. That is, the C content is more than 0%. In the austenitic stainless steel material of the present embodiment, C is not an element that is positively added. If the C content exceeds 0.100%, carbides will precipitate at the grain boundaries and the toughness of the steel will decrease even if the content of other elements is within the range of this embodiment. Therefore, the C content is 0.100% or less. The preferred upper limit of the C content is 0.090%, more preferably 0.085%, still more preferably 0.082%, still more preferably 0.080%, still more preferably 0.060. %, More preferably 0.040%. The C content is preferably as low as possible. However, if the C content is excessively reduced, the manufacturing cost will increase. Therefore, considering normal industrial production, the preferable lower limit of the C content is 0.001%.
Ｓｉ：１．００％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは、鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓｉは、Ｎｉ及びＣｒ等と結合して金属間化合物を形成する。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、シグマ相等の金属間化合物が生成する。その結果、鋼材の熱間加工性及び靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９８％であり、さらに好ましくは０．９６％であり、さらに好ましくは０．９４％であり、さらに好ましくは０．９２％である。Ｓｉ含有量を過剰に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｓｉ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％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Si: 1.00% or less Silicon (Si) is inevitably contained. That is, the Si content is more than 0%. Si deoxidizes steel. However, if the Si content is too high, Si combines with Ni, Cr and the like to form an intermetallic compound even if the content of other elements is within the range of this embodiment. If the Si content is too high, an intermetallic compound such as a sigma phase is further formed. As a result, the hot workability and toughness of the steel material are reduced. Therefore, the Si content is 1.00% or less. The upper limit of the Si content is preferably 0.98%, more preferably 0.96%, still more preferably 0.94%, still more preferably 0.92%. If the Si content is excessively reduced, the manufacturing cost increases. Therefore, considering normal industrial production, the lower limit of the Si content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%, still more preferably 0.10%.
Ｍｎ：１．５０〜６．００％
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、Ｎの溶解量を高め、Ｎの固溶強化の作用を高める。Ｍｎ含有量が１．５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が６．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材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１．５０〜６．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．６０％であり、さらに好ましくは１．６５％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．７５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は５．８０％であり、さらに好ましくは５．５０％であり、さらに好ましくは５．００％であり、さらに好ましくは４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％である。
Mn: 1.50 to 6.00%
Manganese (Mn) stabilizes austenite and suppresses the formation of martensite, which is highly sensitive to hydrogen embrittlement. Mn further increases the amount of N dissolved and enhances the action of strengthening the solid solution of N. If the Mn content is less than 1.50%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mn content exceeds 6.00%, the ductility and hot workability of the steel material will decrease even if the other element content is within the range of this embodiment. Therefore, the Mn content is 1.50 to 6.00%. The preferable lower limit of the Mn content is 1.60%, more preferably 1.65%, still more preferably 1.70%, still more preferably 1.75%. The preferred upper limit of the Mn content is 5.80%, more preferably 5.50%, still more preferably 5.00%, still more preferably 4.50%, still more preferably 4.00%. %.
Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは鋼材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０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２８％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
P: 0.050% or less Phosphorus (P) is an impurity that is inevitably contained. That is, the P content is more than 0%. P lowers the hot workability and toughness of the steel material. Therefore, the P content is 0.050% or less. The preferred upper limit of the P content is 0.040%, more preferably 0.035%, still more preferably 0.030%, still more preferably 0.028%. The P content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of P content increases manufacturing costs. Therefore, considering normal industrial production, the preferable lower limit of the P content is 0.001%, more preferably 0.002%.
Ｓ：０．０３０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは鋼材の熱間加工性及び靭性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
S: 0.030% or less Sulfur (S) is an impurity that is inevitably contained. That is, the S content is more than 0%. S lowers the hot workability and toughness of the steel material. Therefore, the S content is 0.030% or less. The preferred upper limit of the S content is 0.025%, more preferably 0.022%, still more preferably 0.020%, still more preferably 0.018%. The S content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of S content increases manufacturing costs. Therefore, considering normal industrial production, the preferred lower limit of the S content is 0.001%, more preferably 0.002%.
Ｎｉ：４．０〜１２．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化させて、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制する。これにより、Ｎｉは鋼材の耐水素脆性を高める。Ｎｉ含有量が４．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が１２．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は４．０〜１２．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は４．５％であり、さらに好ましくは４．８％であり、さらに好ましくは５．０％であり、さらに好ましくは５．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１１．５％であり、さらに好ましくは１１．０％であり、さらに好ましくは１０．５％であり、さらに好ましくは１０．０％であり、さらに好ましくは９．５％である。
Ni: 4.0 to 12.0%
Nickel (Ni) stabilizes austenite and suppresses the formation of process-induced martensite. As a result, Ni enhances the hydrogen embrittlement resistance of the steel material. If the Ni content is less than 4.0%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Ni content exceeds 12.0%, the hot workability of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Ni content is 4.0 to 12.0%. The lower limit of the Ni content is preferably 4.5%, more preferably 4.8%, still more preferably 5.0%, still more preferably 5.5%. The preferred upper limit of the Ni content is 11.5%, more preferably 11.0%, still more preferably 10.5%, still more preferably 10.0%, still more preferably 9.5%. %.
Ｃｒ：１７．０〜１９．０％
クロム（Ｃｒ）は鋼の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、Ｎの溶解量を高め、Ｎの固溶強化の作用を高める。Ｃｒ含有量が１７．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１９．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｍ２３Ｃ６型の炭化物が過剰に生成する。この場合、鋼材の延性及び靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１７．０〜１９．０％である。Ｃｒ含有量の下限は好ましくは１７．５％であり、さらに好ましくは１７．８％であり、さらに好ましくは１８．０％である。Ｃｒ含有量の上限は好ましくは１８．８％であり、さらに好ましくは１８．７％であり、さらに好ましくは１８．６％である。
Cr: 17.0 to 19.0%
Chromium (Cr) enhances the corrosion resistance of steel. Cr further increases the amount of N dissolved and enhances the action of strengthening the solid solution of N. If the Cr content is less than 17.0%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Cr content exceeds 19.0%, M 23 C 6 type carbides are excessively produced even if the content of other elements is within the range of this embodiment. In this case, the ductility and toughness of the steel material are reduced. Therefore, the Cr content is 17.0 to 19.0%. The lower limit of the Cr content is preferably 17.5%, more preferably 17.8%, still more preferably 18.0%. The upper limit of the Cr content is preferably 18.8%, more preferably 18.7%, still more preferably 18.6%.
Ｎ：０．１２〜０．３０％
窒素（Ｎ）はオーステナイトを安定化する。Ｎはさらに、固溶強化により鋼材の強度を高める。Ｎ含有量が０．１２％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靭性及び加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１２〜０．３０％である。Ｎ含有量の下限は好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｎ含有量の上限は好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％であり、さらに好ましくは０．２６％である。
N: 0.12 to 0.30%
Nitrogen (N) stabilizes austenite. N further enhances the strength of the steel material by solid solution strengthening. If the N content is less than 0.12%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the N content exceeds 0.30%, the toughness and workability of the steel material will decrease even if the content of other elements is within the range of this embodiment. Therefore, the N content is 0.12 to 0.30%. The lower limit of the N content is preferably 0.15%, more preferably 0.18%, still more preferably 0.20%. The upper limit of the N content is preferably 0.28%, more preferably 0.27%, still more preferably 0.26%.
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％
ニオブ（Ｎｂ）は炭窒化物を生成し、析出強化により鋼材の強度を高める。Ｎｂ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけである。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
Nb: 0.01 to 0.20%
Niobium (Nb) produces carbonitride and enhances the strength of the steel by precipitation strengthening. If the Nb content is less than 0.01%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.20%, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the above effects are saturated and the production cost is only increased. Therefore, the Nb content is 0.01 to 0.20%. The preferred upper limit of the Nb content is 0.18%, more preferably 0.15%, still more preferably 0.12%, still more preferably 0.10%, still more preferably 0.05. %, More preferably 0.03%.
Ｖ：０．０１〜０．１０％
バナジウム（Ｖ）は炭窒化物を生成し、析出強化により鋼材の強度を高める。Ｖ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．１０％を超えれば、その効果が飽和し、製造コストが高くなるだけである。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０９％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％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
V: 0.01 to 0.10%
Vanadium (V) produces carbonitride and enhances the strength of the steel by precipitation strengthening. If the V content is less than 0.01%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the V content exceeds 0.10%, the effect is saturated and the manufacturing cost is only increased. Therefore, the V content is 0.01 to 0.10%. The preferred upper limit of the V content is 0.09%, more preferably 0.08%, still more preferably 0.06%, still more preferably 0.05%, still more preferably 0.04. %, More preferably 0.03%.
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材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、オーステナイト系ステンレス鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 The balance of the chemical composition of the austenitic stainless steel material of the present embodiment consists of Fe and impurities. Here, the impurities are those mixed from ore, scrap, or the manufacturing environment as a raw material when the austenitic stainless steel material is industrially manufactured, and adversely affect the austenitic stainless steel of the present embodiment. Means what is allowed within the range that does not give.
［任意元素について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏを含有してもよい。
[About arbitrary elements]
The austenitic stainless steel material of the present embodiment may further contain Mo instead of a part of Fe.
Ｍｏ：０〜０．１０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼材の耐水素脆性及び強度を高める。Ｍｏはさらに、鋼材の耐食性を高める。Ｍｏ含有量が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、金属間化合物が析出しやすくなる。この場合、鋼材の延性及び靭性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
Mo: 0 to 0.10%
Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. That is, the Mo content may be 0%. When contained, Mo enhances hydrogen embrittlement resistance and strength of steel materials. Mo further enhances the corrosion resistance of steel materials. If the Mo content is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mo content exceeds 0.10%, the intermetallic compound is likely to precipitate even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In this case, the ductility and toughness of the steel material are reduced. Therefore, the Mo content is 0 to 0.10%. The lower limit of the Mo content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%. The preferred upper limit of the Mo content is 0.08%, more preferably 0.06%, still more preferably 0.05%.
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕを含有してもよい。 The austenitic stainless steel material of the present embodiment may further contain Cu instead of a part of Fe.
Ｃｕ：０〜０．５％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕはオーステナイトを安定化する。Ｃｕはさらに、固溶強化により鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．５％を超えれば、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
Cu: 0-0.5%
Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When contained, Cu stabilizes austenite. Cu further enhances the strength of the steel material by solid solution strengthening. If even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 0.5%, the hot workability of the steel material deteriorates. Therefore, the Cu content is 0 to 0.5%. The lower limit of the Cu content is preferably more than 0%, more preferably 0.1%. The preferred upper limit of the Cu content is 0.4%, more preferably 0.3%.
［式（１）〜式（３）について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成は、上記各元素の含有量を満たすことを前提として、さらに、式（１）〜式（３）を満たす。これにより、高強度を有し、優れた耐水素脆性を両立できるオーステナイト系ステンレス鋼材が得られる。以下、式（１）〜式（３）について詳述する。
[About equations (1) to (3)]
The chemical composition of the austenitic stainless steel material of the present embodiment further satisfies the formulas (1) to (3) on the premise that the content of each of the above elements is satisfied. As a result, an austenitic stainless steel material having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained. Hereinafter, equations (1) to (3) will be described in detail.
［式（１）について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成は、式（１）を満たす。
−７．１＋２．７Ｎｉ＋０．４９Ｃｒ＋２．０Ｍｏ−２．０Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ−５．７Ｃ−２４Ｎ≧１０．００ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
[About equation (1)]
The chemical composition of the austenitic stainless steel material of the present embodiment satisfies the formula (1).
-7.1 + 2.7Ni + 0.49Cr + 2.0Mo-2.0Si + 0.75Mn-5.7C-24N ≧ 10.00 (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element in the chemical composition is substituted for each element symbol of the formula (1).
Ｆ１＝−７．１＋２．７Ｎｉ＋０．４９Ｃｒ＋２．０Ｍｏ−２．０Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ−５．７Ｃ−２４Ｎと定義する。Ｆ１は、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材でのプラナー転位構造の抑制の度合いを示す指標である。Ｆ２が１０．００未満である場合、鋼材中にプラナー転位構造が形成されやすくなる。プラナー転位構造は鋼材の耐水素脆性を低下する。 It is defined as F1 = -7.1 + 2.7Ni + 0.49Cr + 2.0Mo-2.0Si + 0.75Mn-5.7C-24N. F1 is an index showing the degree of suppression of the planner dislocation structure in the austenitic stainless steel material having the above-mentioned chemical composition. When F2 is less than 10.00, a planner dislocation structure is likely to be formed in the steel material. The planner dislocation structure reduces the hydrogen embrittlement resistance of steel materials.
Ｆ１が１０．００以上である場合、プラナー転位構造の形成を抑制できる。その結果、Ｎｉ含有量を低減した場合であっても、オーステナイト系ステンレス鋼材の耐水素脆性を高めることができる。Ｆ１の好ましい下限は１０．５０であり、さらに好ましくは１１．００であり、さらに好ましくは１１．２０である。Ｆ１の上限は特に限定されない。上述の化学組成の場合、Ｆ１の上限値はたとえば、３６．４３である。Ｆ１の上限は２７．５０であってもよい。 When F1 is 10.00 or more, the formation of a planar dislocation structure can be suppressed. As a result, the hydrogen embrittlement resistance of the austenitic stainless steel material can be enhanced even when the Ni content is reduced. The preferred lower limit of F1 is 10.50, more preferably 11.00, and even more preferably 11.20. The upper limit of F1 is not particularly limited. In the case of the above chemical composition, the upper limit of F1 is, for example, 36.43. The upper limit of F1 may be 27.50.
［式（２）について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成は、式（２）を満たす。
Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ−０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋０．５３Ｃｕ＋７．５５Ｎ≧２５．００ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
[About equation (2)]
The chemical composition of the austenitic stainless steel material of the present embodiment satisfies the formula (2).
Ni + 0.72Cr + 0.88Mo + 1.11Mn-0.27Si + 12.93C + 0.53Cu + 7.55N ≧ 25.00 (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element in the chemical composition is substituted for each element symbol of the formula (2).
Ｆ２＝Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ−０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋０．５３Ｃｕ＋７．５５Ｎと定義する。Ｆ２は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材におけるＮｉ当量を意味する。Ｆ２が２５．００未満であれば、鋼材の耐水素脆性が低くなる。Ｆ２が２５．００以上であれば、鋼材の耐水素脆性が高まる。Ｆ２の好ましい下限は２５．０５であり、さらに好ましくは２５．１０であり、さらに好ましくは２５．２０であり、さらに好ましくは２５．５０である。Ｆ２は高いほど好ましい。Ｆ２の上限は特に限定されないがたとえば、３６．２５である。 It is defined as F2 = Ni + 0.72Cr + 0.88Mo + 1.11Mn-0.27Si + 12.93C + 0.53Cu + 7.55N. F2 means the Ni equivalent in the austenitic stainless steel material of the present embodiment. If F2 is less than 25.00, the hydrogen embrittlement resistance of the steel material is low. When F2 is 25.00 or more, the hydrogen embrittlement resistance of the steel material is enhanced. The preferred lower limit of F2 is 25.05, more preferably 25.10, even more preferably 25.20, still more preferably 25.50. The higher the F2, the more preferable. The upper limit of F2 is not particularly limited, but is, for example, 36.25.
［式（３）について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成は、式（３）を満たす。
Ｃ＋Ｎ≧０．２２ （３）
ここで、式（３）の各元素記号には、化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
[About equation (3)]
The chemical composition of the austenitic stainless steel material of the present embodiment satisfies the formula (3).
C + N ≧ 0.22 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element in the chemical composition is substituted for each element symbol of the formula (3).
Ｆ３＝Ｃ＋Ｎと定義する。Ｆ３は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材における、固溶強化の指標である。Ｆ３が０．２２未満であれば、鋼材の強度が低くなる。Ｆ３が０．２２以上であれば、上述の化学組成の鋼材において、固溶強化により鋼材の強度が十分に高まる。Ｆ３の好ましい下限は０．２３であり、さらに好ましくは０．２４であり、さらに好ましくは０．２６である。Ｆ３は高いほど好ましい。Ｆ３の上限は特に限定されないがたとえば、０．４０である。 It is defined as F3 = C + N. F3 is an index of solid solution strengthening in the austenitic stainless steel material of the present embodiment. If F3 is less than 0.22, the strength of the steel material is low. When F3 is 0.22 or more, the strength of the steel material is sufficiently increased by solid solution strengthening in the steel material having the above-mentioned chemical composition. The preferred lower limit of F3 is 0.23, more preferably 0.24, and even more preferably 0.26. The higher the F3, the more preferable. The upper limit of F3 is not particularly limited, but is, for example, 0.40.
［ミクロ組織におけるオーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材のミクロ組織は、面積率で９５．００％以上のオーステナイトを含有する。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライトである。なお、ミクロ組織中には、析出物及び介在物も存在するが、無視できるほど少ない。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材のミクロ組織において、オーステナイト面積率の好ましい下限は９５．２０％であり、さらに好ましくは９５．３０％であり、さらに好ましくは９５．４０％であり、さらに好ましくは９５．５０％である。
[About austenite microstructure uniform ratio A0 / A1 in microstructure]
The microstructure of the austenitic stainless steel material of the present embodiment contains 95.00% or more of austenite in terms of area ratio. The rest of the microstructure is, for example, ferrite. Precipitates and inclusions are also present in the microstructure, but they are negligibly small. In the microstructure of the austenitic stainless steel material of the present embodiment, the lower limit of the austenitic area ratio is preferably 95.20%, more preferably 95.30%, still more preferably 95.40%, still more preferably. It is 95.50%.
ここで、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、表面から５ｍｍ深さ位置でのミクロ組織におけるオーステナイト面積率（％）を、「断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１」と定義する。さらに、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面の中心位置でのミクロ組織におけるオーステナイト面積率（％）を、「断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０」と定義する。このとき、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１に対する、断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０の比（＝Ａ０／Ａ１）が０．９９０〜１．０１０である。以下、Ａ０／Ａ１を、オーステナイト組織均一比という。 Here, in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material, the austenite area ratio (%) in the microstructure at a depth of 5 mm from the surface is defined as "austenite area ratio A1 of the cross-sectional surface layer portion". Further, the austenite area ratio (%) in the microstructure at the center position of the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material is defined as "austenite area ratio A0 at the center of the cross section". At this time, in the austenitic stainless steel material of the present embodiment, the ratio (= A0 / A1) of the austenitic area ratio A0 at the center of the cross section to the austenite area ratio A1 at the surface layer of the cross section is 0.990 to 1.010. Hereinafter, A0 / A1 is referred to as an austenite structure uniform ratio.
オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１は、１．０００に近いほど、オーステナイト系ステンレス鋼材でのオーステナイト面積率のばらつきが小さく、オーステナイトの分布が均一であることを意味する。オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１が０．９９０未満、又は、１．０１０超である場合、オーステナイト系ステンレス鋼材でのオーステナイト分布にばらつきがある。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼材の降伏強度が鋼材の場所によってばらつく。具体的には、降伏強度ばらつきΔＹＳが１４．０ＭＰａを超える。 The closer the austenite structure uniform ratio A0 / A1 is to 1.000, the smaller the variation in the austenitic area ratio in the austenitic stainless steel material is, and the more uniform the distribution of austenite is. When the austenite structure uniform ratio A0 / A1 is less than 0.990 or more than 1.010, the austenite distribution in the austenitic stainless steel material varies. In this case, the yield strength of the austenitic stainless steel material varies depending on the location of the steel material. Specifically, the yield intensity variation ΔYS exceeds 14.0 MPa.
オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１が０．９９０〜１．０１０である場合、オーステナイト系ステンレス鋼材でのオーステナイト面積率のばらつきが小さく、オーステナイトの分布が均一である。そのため、ΔＹＳが１４．０ＭＰａ以下となり、降伏強度が安定化する。 When the austenite structure uniform ratio A0 / A1 is 0.990 to 1.010, the variation in the austenite area ratio in the austenitic stainless steel material is small, and the distribution of austenite is uniform. Therefore, ΔYS becomes 14.0 MPa or less, and the yield strength is stabilized.
オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１の好ましい下限は０．９９２であり、さらに好ましくは０．９９３であり、さらに好ましくは０．９９４であり、さらに好ましくは０．９９５である。オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１の好ましい上限は１．００７であり、さらに好ましくは１．００６であり、さらに好ましくは１．００５である。 The preferred lower limit of the austenite structure uniform ratio A0 / A1 is 0.992, more preferably 0.993, still more preferably 0.994, and even more preferably 0.995. The preferred upper limit of the austenite structure uniform ratio A0 / A1 is 1.007, more preferably 1.006, and even more preferably 1.005.
オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１は次の方法で求めることができる。オーステナイト系ステンレス鋼材を長手方向に３等分に区分する。 The austenite structure uniform ratio A0 / A1 can be determined by the following method. The austenitic stainless steel material is divided into three equal parts in the longitudinal direction.
ここで、オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管である場合、図１に示すとおり、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、肉厚をｔ（ｍｍ）と定義する。外面から肉厚方向に５ｍｍ深さの位置を、断面表層部Ｐ１と定義する。外面から肉厚方向にｔ／２位置（つまり、肉厚中央位置）を、断面中心部Ｐ０と定義する。 Here, when the austenitic stainless steel material is a steel pipe, as shown in FIG. 1, the wall thickness is defined as t (mm) in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material. The position at a depth of 5 mm in the wall thickness direction from the outer surface is defined as the cross-sectional surface layer portion P1. The t / 2 position (that is, the center position of the wall thickness) in the wall thickness direction from the outer surface is defined as the cross-sectional center portion P0.
オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合、図２に示すとおり、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、板厚をｔ（ｍｍ）と定義する。上面から板厚方向に５ｍｍ深さ位置を、断面表層部Ｐ１と定義する。上面から板厚方向にｔ／２の位置を、断面中心部Ｐ０と定義する。 When the austenitic stainless steel material is a steel plate, the plate thickness is defined as t (mm) in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material, as shown in FIG. The position at a depth of 5 mm in the plate thickness direction from the upper surface is defined as the cross-sectional surface layer portion P1. The position of t / 2 in the plate thickness direction from the upper surface is defined as the cross-sectional center portion P0.
オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼である場合、図３に示すとおり、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、半径をＲ（ｍｍ）と定義する。表面から径方向に５ｍｍ深さ位置を、断面表層部Ｐ１と定義する。表面から径方向にＲ位置、つまり、断面の中心位置を、断面中心部Ｐ０と定義する。 When the austenitic stainless steel material is steel bar, the radius is defined as R (mm) in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material, as shown in FIG. The position at a depth of 5 mm in the radial direction from the surface is defined as the cross-sectional surface layer portion P1. The R position in the radial direction from the surface, that is, the center position of the cross section is defined as the cross section center portion P0.
３等分に区分された各区画領域において、断面表層部Ｐ１及び断面中心部Ｐ０から、丸棒引張試験片を採取する。丸棒引張試験片の平行部の直径Ｄは６．０ｍｍとし、標点間距離は５Ｄ（つまり平行部の直径の５倍）とする。丸棒引張試験片の長手方向は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向と平行とする。各丸棒引張試験片に対して、常温（２０℃±１５℃）、大気中において、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して、６つの降伏強度（ＭＰａ）を求める。断面表層部Ｐ１から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最大値であった区画領域と、断面中心部Ｐ０から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最小値であった区画領域とを特定する。 Round bar tensile test pieces are collected from the cross-section surface layer portion P1 and the cross-section center portion P0 in each compartment region divided into three equal parts. The diameter D of the parallel portion of the round bar tensile test piece is 6.0 mm, and the distance between the gauge points is 5D (that is, 5 times the diameter of the parallel portion). The longitudinal direction of the round bar tensile test piece shall be parallel to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material. Each round bar tensile test piece is subjected to a tensile test in accordance with JIS Z2241 (2011) at room temperature (20 ° C. ± 15 ° C.) and in the air to obtain six yield strengths (MPa). Of the three yield strengths (MPa) obtained from the round bar tensile test piece collected from the cross-sectional surface layer portion P1, the section region having the maximum yield strength and the round bar tensile test piece collected from the cross-sectional center portion P0. Of the three yield intensities (MPa) obtained in the above, the partition region in which the yield intensities are the minimum values is specified.
断面表層部Ｐ１から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最大値となった区画領域の断面表層部Ｐ１から、ミクロ組織観察用サンプルを採取する。さらに、断面中心部Ｐ０から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最小値となった区画領域の断面中心部Ｐ０から、ミクロ組織観察用サンプルを採取する。各サンプルの被検面は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面と平行とする。断面表層部Ｐ１のサンプルの被検面、及び、断面中心部Ｐ０のサンプルの被検面を、鏡面研磨する。鏡面研磨後の被検面を陽極として、１０％水酸化カリウム溶液中に浸漬する。エッチング面積１ｃｍ２当たりの電流を０．１Ａに調整して、５〜３０秒間エッチングする。エッチング後、サンプルを試験溶液から取り出す。サンプルを流水で洗浄し、乾燥する。 Of the three yield strengths (MPa) obtained from the round bar tensile test piece collected from the cross-sectional surface layer P1, a sample for microstructure observation was collected from the cross-sectional surface layer P1 of the section region where the yield strength was the maximum. do. Further, among the three yield strengths (MPa) obtained from the round bar tensile test piece collected from the cross-sectional center P0, the microstructure observation sample is taken from the cross-sectional center P0 of the section region where the yield strength is the minimum value. To collect. The test surface of each sample shall be parallel to the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material. The surface to be inspected for the sample in the surface layer portion P1 of the cross section and the surface to be inspected for the sample in the center portion P0 of the cross section are mirror-polished. The surface to be inspected after mirror polishing is used as an anode and immersed in a 10% potassium hydroxide solution. The current per 1 cm 2 of the etching area is adjusted to 0.1 A, and etching is performed for 5 to 30 seconds. After etching, the sample is removed from the test solution. Rinse the sample under running water and dry.
乾燥後の断面表層部Ｐ１のサンプルの被検面のうち、任意の１視野（１０００μｍ×１０００μｍ）を１００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成する。写真画像のミクロ組織の各相（オーステナイト及びフェライト）はコントラストにより区別可能である。オーステナイトを特定して、視野中のオーステナイトの面積を求める。求めたオーステナイトの面積の、視野総面積に対する比（面積％）を、断面表層部でのオーステナイト面積率Ａ１（％）と定義する。 A photographic image is generated by observing an arbitrary field of view (1000 μm × 1000 μm) of the test surface of the sample of the cross-sectional surface layer P1 after drying with a 100-fold optical microscope. Each phase (austenite and ferrite) of the microstructure of the photographic image can be distinguished by contrast. Identify the austenite and determine the area of the austenite in the field of view. The ratio (area%) of the obtained austenite area to the total visual field area is defined as the austenite area ratio A1 (%) at the cross-sectional surface layer portion.
同様に、乾燥後の断面中心部Ｐ０のサンプルの被検面のうち、任意の１視野（１０００μｍ×１０００μｍ）を１００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成する。写真画像のミクロ組織の各相（オーステナイト及びフェライト）はコントラストにより区別可能である。オーステナイトを特定して、視野中のオーステナイトの面積を求める。求めたオーステナイトの面積の、視野総面積に対する比（面積％）を、断面中心部でのオーステナイト面積率Ａ０（％）と定義する。 Similarly, an arbitrary one field of view (1000 μm × 1000 μm) of the surface to be inspected of the sample at the center of the cross section after drying is observed with a 100 times optical microscope to generate a photographic image. Each phase (austenite and ferrite) of the microstructure of the photographic image can be distinguished by contrast. Identify the austenite and determine the area of the austenite in the field of view. The ratio (area%) of the obtained austenite area to the total visual field area is defined as the austenite area ratio A0 (%) at the center of the cross section.
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材のミクロ組織のオーステナイト面積率が９５．００％以上とは、断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１、及び、断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０がいずれも、９５．００％以上であることを意味する。 When the austenite area ratio of the microstructure of the austenitic stainless steel material of the present embodiment is 95.00% or more, the austenite area ratio A1 of the cross-sectional surface layer portion and the austenite area ratio A0 of the cross-sectional center portion are both 95.00. It means that it is% or more.
［降伏強度ばらつきΔＹＳについて］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の降伏強度ばらつきΔＹＳは、次の方法で求める。オーステナイト系ステンレス鋼材を長手方向に３等分に区画する。各区画領域において、断面表層部Ｐ１及び断面中心部Ｐ０から、丸棒引張試験片をそれぞれ採取する。丸棒引張試験片の平行部の直径Ｄは６．０ｍｍとし、標点間距離は５Ｄ（つまり平行部の直径の５倍）とする。丸棒引張試験片の長手方向は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向と平行とする。
[Yield strength variation ΔYS]
The yield strength variation ΔYS of the austenitic stainless steel material of the present embodiment is obtained by the following method. The austenitic stainless steel material is divided into three equal parts in the longitudinal direction. In each section region, a round bar tensile test piece is collected from the cross-section surface layer portion P1 and the cross-section center portion P0. The diameter D of the parallel portion of the round bar tensile test piece is 6.0 mm, and the distance between the gauge points is 5D (that is, 5 times the diameter of the parallel portion). The longitudinal direction of the round bar tensile test piece shall be parallel to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
以上の方法により、断面表層部Ｐ１から３つの丸棒引張試験片を作製する。そして、断面中心部Ｐ０から３つの丸棒引張試験片を作製する。各丸棒引張試験片に対して、常温（２０℃±１５℃）、大気中において、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）を求める。降伏強度は０．２％オフセット耐力とする。得られた６つの降伏強度の最大値と最小値との差分を、降伏強度ばらつきΔＹＳ（ＭＰａ）と定義する。 By the above method, three round bar tensile test pieces are produced from the cross-sectional surface layer portion P1. Then, three round bar tensile test pieces are produced from the cross-sectional center portion P0. Each round bar tensile test piece is subjected to a tensile test in accordance with JIS Z2241 (2011) at room temperature (20 ° C. ± 15 ° C.) and in the air to determine the yield strength (MPa). The yield strength is 0.2% offset proof stress. The difference between the maximum value and the minimum value of the obtained six yield intensities is defined as the yield intensity variation ΔYS (MPa).
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、上述の方法により求めた降伏強度ばらつきΔＹＳが１４．０ＭＰａ以下となる。降伏強度ばらつきΔＹＳの好ましい上限は１２．０ＭＰａであり、さらに好ましくは１１．０ＭＰａであり、さらに好ましくは１０．０ＭＰａである。 In the austenitic stainless steel material of the present embodiment, the yield strength variation ΔYS obtained by the above method is 14.0 MPa or less. The preferred upper limit of the yield intensity variation ΔYS is 12.0 MPa, more preferably 11.0 MPa, still more preferably 10.0 MPa.
［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材の引張強度は好ましくは６５０ＭＰａ以上である。引張強度の下限はより好ましくは６６０ＭＰａであり、さらに好ましくは６７０ＭＰａである。引張強度の上限は特に限定されないが、たとえば９００ＭＰａであり、好ましくは８００ＭＰａであり、より好ましくは７００ＭＰａである。
[Tensile strength]
The tensile strength of the austenitic stainless steel material of the present embodiment is preferably 650 MPa or more. The lower limit of the tensile strength is more preferably 660 MPa, still more preferably 670 MPa. The upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but is, for example, 900 MPa, preferably 800 MPa, and more preferably 700 MPa.
［引張強度の測定方法］
引張強度は次の方法で求めることができる。上述の引張試験により６つの引張強度（ＭＰａ）が得られる。得られた６つの引張強度の算術平均値を、引張強度（ＭＰａ）と定義する。
[Measurement method of tensile strength]
The tensile strength can be obtained by the following method. Six tensile strengths (MPa) can be obtained by the above-mentioned tensile test. The arithmetic mean value of the obtained six tensile strengths is defined as the tensile strength (MPa).
［本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の形状］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の形状は特に限定されない。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、鋼管であってもよいし、鋼板であってもよいし、棒鋼であってもよい。
[Shape of austenitic stainless steel material of this embodiment]
The shape of the austenitic stainless steel material of the present embodiment is not particularly limited. The austenitic stainless steel material of the present embodiment may be a steel pipe, a steel plate, or a steel bar.
［本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の用途について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、高強度及び耐水素脆性が要求される用途に広く適用可能である。特に、高強度及び耐水素脆性が要求され、降伏強度の安定性を求められる用途に好適である。このような用途としては、たとえば水素をエネルギーとして利用する輸送機器の燃料タンク用鋼材、燃料タンクから燃焼室までをつなぐ配管用鋼材等である。水素をエネルギーとする輸送機器用途に用いられる鋼材の多くは、Ｓ−Ｎ曲線の有限寿命領域で使用される。なお、当然ではあるが、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、無限寿命領域で使用してもよい。たとえば、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材を、水素ステーション用途として用いてもよい。また、実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、高圧水素ガスをエネルギーとして利用する輸送機器用途や、輸送機器に水素ガスを供給する水素ステーション用途に限定されない。上述のとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、強度及び／又は耐水素脆性が要求される用途に広く適用可能である。
[Use of austenitic stainless steel material of this embodiment]
The austenitic stainless steel material of the present embodiment can be widely applied to applications requiring high strength and hydrogen embrittlement resistance. In particular, it is suitable for applications where high strength and hydrogen embrittlement resistance are required and stability of yield strength is required. Such applications include, for example, steel materials for fuel tanks of transportation equipment that use hydrogen as energy, steel materials for piping that connect a fuel tank to a combustion chamber, and the like. Most of the steel materials used for transportation equipment applications that use hydrogen as energy are used in the finite life region of the SN curve. As a matter of course, the austenitic stainless steel material of the present embodiment may be used in an infinite life region. For example, the austenitic stainless steel material of the present embodiment may be used for hydrogen station applications. Further, the austenitic stainless steel material of the embodiment is not limited to the use of transportation equipment that uses high-pressure hydrogen gas as energy and the application of hydrogen station that supplies hydrogen gas to the transportation equipment. As described above, the austenitic stainless steel of the present embodiment is widely applicable to applications requiring strength and / or hydrogen embrittlement resistance.
［本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法］
以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法を説明する。以降に説明するオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法のあくまでも一例である。したがって、上述の構成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法の好ましい一例である。
[Manufacturing method of austenitic stainless steel material of the present embodiment]
Hereinafter, a method for producing the austenitic stainless steel material of the present embodiment will be described. The method for producing an austenitic stainless steel material described below is merely an example of the method for producing an austenitic stainless steel material according to the present embodiment. Therefore, the austenitic stainless steel material having the above-mentioned structure may be manufactured by a manufacturing method other than the manufacturing methods described below. However, the manufacturing method described below is a preferable example of the manufacturing method of the austenitic stainless steel material of the present embodiment.
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法は、素材を準備する工程（準備工程）と、準備された素材を長時間加熱する工程（長時間加熱工程）と、長時間加熱工程後の素材に対して熱間加工を実施して中間鋼材を製造する工程（熱間加工工程）と、必要に応じて、熱間加工工程後の中間鋼材に対して酸洗処理を実施した後冷間加工を実施する工程（冷間加工工程）と、冷間加工工程後の中間鋼材に対して、熱処理を実施する工程（熱処理工程）とを含む。以下、各工程について説明する。 The method for producing an austenite-based stainless steel material of the present embodiment includes a step of preparing a material (preparation step), a step of heating the prepared material for a long time (long-time heating step), and a material after a long-time heating step. On the other hand, a process of performing hot working to produce an intermediate steel material (hot working process) and, if necessary, performing a pickling treatment on the intermediate steel material after the hot working process and then performing cold working. It includes a step to be carried out (cold working step) and a step to carry out heat treatment on the intermediate steel material after the cold working step (heat treatment step). Hereinafter, each step will be described.
［準備工程］
準備工程では、上述の式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有する素材を準備する。素材は第三者から供給されてもよいし、製造してもよい。素材はインゴットであってもよいし、スラブ、ブルーム、ビレットであってもよい。素材を製造する場合、たとえば、次の方法により、素材を製造する。上述の式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットを製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブ、ブルーム、ビレットを製造してもよい。製造されたインゴット、スラブ、ブルームに対して熱間加工を実施して、ビレットを製造してもよい。たとえば、インゴットに対して熱間鍛造を実施して、円柱状のビレットを製造し、このビレットを素材としてもよい。この場合、熱間鍛造開始直前の素材の温度は特に限定されないが、たとえば、１０００〜１２００℃である。熱間鍛造後の素材の冷却方法は特に限定されない。
[Preparation process]
In the preparatory step, a material having a chemical composition satisfying the above formulas (1) to (3) is prepared. The material may be supplied by a third party or may be manufactured. The material may be ingot, slab, bloom, billet. When manufacturing a material, for example, the material is manufactured by the following method. A molten steel having a chemical composition satisfying the above formulas (1) to (3) is produced. The ingot is manufactured by the ingot method using the manufactured molten steel. Slabs, blooms, and billets may be produced by a continuous casting method using the produced molten steel. The billets may be manufactured by performing hot working on the manufactured ingots, slabs, and blooms. For example, the ingot may be hot forged to produce a cylindrical billet, and this billet may be used as a material. In this case, the temperature of the material immediately before the start of hot forging is not particularly limited, but is, for example, 1000 to 1200 ° C. The method of cooling the material after hot forging is not particularly limited.
［長時間加熱工程］
長時間加熱工程では、準備工程で準備された素材を、１１５０〜１２９０℃で７．０時間以上保持する。具体的には、素材をバッチ式の加熱炉に装入する。加熱炉に装入した後、上述の加熱温度（１１５０〜１２９０℃）に素材を加熱する。その後、素材を１１５０〜１２９０℃で７．０時間以上保持する。
[Long-time heating process]
In the long-time heating step, the material prepared in the preparatory step is held at 1150 to 1290 ° C. for 7.0 hours or more. Specifically, the material is charged into a batch type heating furnace. After charging into a heating furnace, the material is heated to the above-mentioned heating temperature (1150 to 1290 ° C.). Then, the material is held at 1150 to 1290 ° C. for 7.0 hours or more.
長時間加熱工程により、オーステナイト系ステンレス鋼材のミクロ組織中のオーステナイト面積率を高めることができる。さらに、ミクロ組織中のオーステナイト面積率のばらつきも低減できる。 By the long-time heating step, the austenite area ratio in the microstructure of the austenitic stainless steel material can be increased. Furthermore, the variation in the austenite area ratio in the microstructure can be reduced.
加熱温度が１２９０℃を超えれば、鋼材の強度が低下する。加熱温度が１１５０℃未満であれば、ミクロ組織中のオーステナイト面積率のばらつきを十分に抑えることができない。具体的には、上述のオーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１が０．９９０未満となったり、１．０１０を超えたりする。 If the heating temperature exceeds 1290 ° C., the strength of the steel material decreases. If the heating temperature is less than 1150 ° C., the variation in the austenite area ratio in the microstructure cannot be sufficiently suppressed. Specifically, the above-mentioned austenite structure uniform ratio A0 / A1 is less than 0.990 or more than 1.010.
１１５０〜１２９０℃の加熱温度での保持時間が７．０時間未満であれば、式（１）〜式（３）を満たす化学組成の鋼材において、ミクロ組織中のオーステナイト面積率のばらつきを十分に抑えることができない。具体的には、オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１が０．９９０未満となったり、１．０１０を超えたりする。 If the holding time at a heating temperature of 1150 to 1290 ° C. is less than 7.0 hours, the austenite area ratio in the microstructure can be sufficiently varied in the steel material having a chemical composition satisfying the formulas (1) to (3). I can't control it. Specifically, the austenite structure uniform ratio A0 / A1 is less than 0.990 or more than 1.010.
１１５０〜１２９０℃の加熱温度での保持時間が７．０時間以上であれば、式（１）〜式（３）を満たす化学組成の鋼材において、ミクロ組織中のオーステナイト面積率のばらつきを十分に抑えることができる。具体的には、オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１が０．９９０〜１．０１０の範囲内となる。 If the holding time at a heating temperature of 1150 to 1290 ° C. is 7.0 hours or more, the austenite area ratio in the microstructure can be sufficiently varied in the steel material having a chemical composition satisfying the formulas (1) to (3). It can be suppressed. Specifically, the austenite structure uniform ratio A0 / A1 is in the range of 0.990 to 1.010.
加熱温度の好ましい下限は１１６０℃であり、さらに好ましくは１１７０℃であり、さらに好ましくは１１８０℃である。加熱温度の好ましい上限は１２８０℃であり、さらに好ましくは１２７０℃であり、さらに好ましくは１２６０℃である。 The preferred lower limit of the heating temperature is 1160 ° C, more preferably 1170 ° C, still more preferably 1180 ° C. The preferred upper limit of the heating temperature is 1280 ° C, more preferably 1270 ° C, still more preferably 1260 ° C.
１１５０〜１２９０℃の加熱温度での保持時間の好ましい下限は７．５時間であり、さらに好ましくは８．０時間である。１１５０〜１２９０℃の加熱温度での保持時間の上限は特に限定されない。しかしながら、１１５０〜１２９０℃の加熱温度での保持時間が長すぎれば、生産性が低下し、製造コストも高くなる。したがって、１１５０〜１２９０℃の加熱温度での保持時間の好ましい上限は４８．０時間であり、さらに好ましくは３２．０時間であり、さらに好ましくは２４．０時間である。 The preferred lower limit of the holding time at the heating temperature of 1150 to 1290 ° C. is 7.5 hours, more preferably 8.0 hours. The upper limit of the holding time at a heating temperature of 1150 to 1290 ° C. is not particularly limited. However, if the holding time at the heating temperature of 1150 to 1290 ° C. is too long, the productivity will decrease and the manufacturing cost will increase. Therefore, the preferred upper limit of the holding time at the heating temperature of 1150 to 1290 ° C. is 48.0 hours, more preferably 32.0 hours, still more preferably 24.0 hours.
長時間加熱工程は、１回実施してもよいし、複数回実施してもよい。長時間加熱工程を複数回実施する場合、１１５０〜１２９０℃の保持時間は、各長時間加熱工程での１１５０〜１２９０℃の保持時間の合計値を意味する。 The long-time heating step may be carried out once or a plurality of times. When the long-time heating step is carried out a plurality of times, the holding time of 1150 to 1290 ° C. means the total value of the holding time of 1150 to 1290 ° C. in each long-time heating step.
なお、長時間加熱工程を実施することにより、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材のミクロ組織におけるオーステナイト面積率は高まる。具体的には、長時間加熱工程を実施することにより、断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１が９５．００％以上となり、かつ、断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０が９５．００％以上となる。 By carrying out the heating step for a long time, the austenitic area ratio in the microstructure of the austenitic stainless steel material of the present embodiment is increased. Specifically, by carrying out the heating step for a long time, the austenite area ratio A1 of the cross-sectional surface layer portion becomes 95.00% or more, and the austenite area ratio A0 of the cross-sectional center portion becomes 95.00% or more.
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、長時間加熱工程により加熱された素材に対して、熱間加工を実施して、中間鋼材を製造する。中間鋼材はたとえば鋼管であってもよいし、鋼板であってもよいし、棒鋼であってもよい。
[Hot working process]
In the hot working step, the material heated by the long-time heating step is hot-worked to produce an intermediate steel material. The intermediate steel material may be, for example, a steel pipe, a steel plate, or a steel bar.
中間鋼材が鋼管である場合、熱間加工工程では、次の加工を実施する。素材として、円柱素材を準備する。機械加工により、円柱素材の中心軸に沿った貫通孔を形成する。貫通孔が形成された円柱素材に対して、上述の長時間加熱工程を実施する。長時間加熱工程後の円柱素材に対して、ユジーンセジュルネ法に代表される熱間押出を実施して、中間鋼材（鋼管）を製造する。 When the intermediate steel material is a steel pipe, the following processing is performed in the hot processing process. Prepare a cylindrical material as the material. By machining, a through hole is formed along the central axis of the cylindrical material. The above-mentioned long-time heating step is carried out on the cylindrical material in which the through holes are formed. An intermediate steel material (steel pipe) is manufactured by performing hot extrusion represented by the Eugene Sejurne method on a cylindrical material after a long-time heating step.
熱間押出に代えて、マンネスマン法による穿孔圧延を実施して、鋼管を製造してもよい。この場合、長時間加熱工程後の素材を、穿孔機を用いて穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、１．０〜４．０である。穿孔圧延された素材をさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率は特に限定されないが、たとえば、２０〜８０％である。 Instead of hot extrusion, perforation rolling by the Mannesmann method may be carried out to produce a steel pipe. In this case, the material after the long-time heating step is drilled and rolled using a drilling machine. In the case of drilling and rolling, the drilling ratio is not particularly limited, but is, for example, 1.0 to 4.0. The perforated and rolled material is further hot-rolled with a mandrel mill, reducer, sizing mill or the like to form a raw pipe. The cumulative surface reduction rate in the hot working process is not particularly limited, but is, for example, 20 to 80%.
中間鋼材が鋼板である場合、熱間加工工程では、次の熱間圧延を実施する。一対のワークロールを備える１又は複数の圧延機を用いる。長時間加熱工程後の素材に対して圧延機を用いて熱間圧延を実施して、鋼板を製造する。 When the intermediate steel material is a steel plate, the next hot rolling is carried out in the hot working process. Use one or more rolling mills with a pair of work rolls. A steel sheet is manufactured by hot rolling the material after a long-time heating process using a rolling mill.
中間鋼材が棒鋼である場合、熱間加工工程では、たとえば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、長時間加熱工程後の素材を熱間圧延してビレットを製造する。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が設置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。連続圧延機では、たとえば、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。仕上げ圧延工程では、粗圧延工程後のビレットを周知の温度で再加熱する。このとき、ビレットに対して、再び上述の長時間加熱工程を実施してもよい。仕上げ圧延工程では、加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、棒鋼を製造する。 When the intermediate steel material is bar steel, the hot working step includes, for example, a rough rolling step and a finish rolling step. In the rough rolling process, the material after the long-time heating process is hot-rolled to produce billets. For the rough rolling process, for example, a bulk rolling mill is used. Billets are manufactured by performing slab rolling on the material with a slab rolling mill. When a continuous rolling mill is installed downstream of the ingot rolling mill, hot rolling is further performed on the billet after the ingot rolling using the continuous rolling mill to produce a smaller billet. You may. In a continuous rolling mill, for example, horizontal stands having a pair of horizontal rolls and vertical stands having a pair of vertical rolls are alternately arranged in a row. In the finish rolling step, the billet after the rough rolling step is reheated at a well-known temperature. At this time, the billet may be subjected to the above-mentioned long-time heating step again. In the finish rolling process, the billets after heating are hot-rolled using a continuous rolling mill to produce steel bars.
なお、熱間加工工程として熱間鍛造を実施して、中間鋼材（鋼管、鋼板、棒鋼）を製造してもよい。 In addition, hot forging may be carried out as a hot working step to manufacture an intermediate steel material (steel pipe, steel plate, steel bar).
［冷間加工工程］
冷間加工工程は必要に応じて実施する。つまり、冷間加工工程は実施しなくてもよい。実施する場合、中間鋼材に対して、酸洗処理を実施した後、冷間加工を実施する。中間鋼材が鋼管又は棒鋼である場合、冷間加工はたとえば、冷間抽伸である。中間鋼材が鋼板である場合、冷間加工はたとえば、冷間圧延である。冷間加工工程を実施することにより、熱処理工程前に、中間鋼材に歪を付与する。これにより、熱処理工程時において再結晶の発現及び整粒化を行うことができる。冷間加工工程での減面率は特に限定されないが、たとえば、１０〜９０％である。
[Cold processing process]
The cold working process is carried out as needed. That is, the cold working process does not have to be carried out. When carrying out, the intermediate steel material is pickled and then cold-worked. When the intermediate steel material is a steel pipe or steel bar, the cold working is, for example, cold drawing. When the intermediate steel material is a steel plate, the cold working is, for example, cold rolling. By carrying out the cold working process, strain is applied to the intermediate steel material before the heat treatment process. As a result, recrystallization and sizing can be performed during the heat treatment step. The surface reduction rate in the cold working process is not particularly limited, but is, for example, 10 to 90%.
［熱処理工程］
熱処理工程では、熱間加工工程後、又は、冷間加工工程後の中間鋼材に対して熱処理を実施する。熱処理温度はたとえば、１０００〜１２５０℃である。熱処理温度が１０００℃以上であれば、合金元素を十分に固溶させることができる。一方、熱処理温度が１２５０℃以下であれば、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制できる。保持時間は、たとえば５〜３６０分である。熱処理で保持した後、中間鋼材を急冷する。急冷はたとえば、水冷又は油冷である。
[Heat treatment process]
In the heat treatment step, the intermediate steel material after the hot working step or the cold working step is heat-treated. The heat treatment temperature is, for example, 1000 to 1250 ° C. When the heat treatment temperature is 1000 ° C. or higher, the alloying elements can be sufficiently dissolved. On the other hand, when the heat treatment temperature is 1250 ° C. or lower, coarsening of austenite crystal grains can be suppressed. The holding time is, for example, 5 to 360 minutes. After holding by heat treatment, the intermediate steel material is rapidly cooled. Quench cooling is, for example, water cooling or oil cooling.
以上の工程により、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材を製造できる。上述の製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法の一例である。したがって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法は、上述の製造方法に限定されない。上述の式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有し、断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１に対する、断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０の比（＝Ａ０／Ａ１）が０．９９０〜１．０１０の範囲内であれば、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、上述の製造方法に限定されない。 By the above steps, the austenitic stainless steel material of the present embodiment can be manufactured. The above-mentioned manufacturing method is an example of the manufacturing method of the austenitic stainless steel material of the present embodiment. Therefore, the method for producing the austenitic stainless steel material of the present embodiment is not limited to the above-mentioned production method. It has a chemical composition satisfying the above formulas (1) to (3), and the ratio (= A0 / A1) of the austenitic area ratio A0 at the center of the cross section to the austenite area ratio A1 at the surface layer of the cross section is 0.990 to. As long as it is within the range of 1.010, the austenitic stainless steel material of the present embodiment is not limited to the above-mentioned manufacturing method.
表１に示す化学組成を有するインゴットを製造した。 An ingot having the chemical composition shown in Table 1 was produced.
表１中の空欄は、対応する元素の含有量が検出限界未満であったことを意味する。各試験番号のインゴットを、表２に記載の加熱温度で、表２に記載の保持時間保持した。加熱後のインゴットに対して熱間加工工程を模擬した熱間鍛造を実施して、中間鋼材（丸棒）を製造した。中間鋼材に対して、冷間加工を実施して、直径１００ｍｍの中間鋼材（丸棒）を製造した。試験番号１〜１１では、冷間加工工程での断面減少率を１０％とした。試験番号１２では、冷間加工工程での断面減少率を２０％とした。冷間加工後の中間鋼材に対して、熱処理を実施した。いずれの試験番号においても、熱処理温度を１１００℃とし、熱処理温度での保持時間を３０分とした。保持時間経過後の中間鋼板を水冷し、常温まで冷却した。以上の工程により、オーステナイト系ステンレス鋼材（棒鋼）を製造した。 The blanks in Table 1 mean that the content of the corresponding element was below the detection limit. The ingot of each test number was held at the heating temperature shown in Table 2 for the holding time shown in Table 2. An intermediate steel material (round bar) was manufactured by performing hot forging on the heated ingot, simulating the hot working process. The intermediate steel material was cold-worked to produce an intermediate steel material (round bar) having a diameter of 100 mm. In test numbers 1 to 11, the cross-sectional reduction rate in the cold working step was set to 10%. In test number 12, the cross-sectional reduction rate in the cold working process was set to 20%. The intermediate steel material after cold working was heat-treated. In each test number, the heat treatment temperature was set to 1100 ° C., and the holding time at the heat treatment temperature was set to 30 minutes. After the holding time had elapsed, the intermediate steel sheet was water-cooled and cooled to room temperature. Through the above steps, an austenitic stainless steel material (steel bar) was produced.
［評価試験］
製造した各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材に対して、次の評価試験を実施した。
[Evaluation test]
The following evaluation tests were carried out on the manufactured austenitic stainless steel materials of each test number.
［ミクロ組織観察試験］
オーステナイト系ステンレス鋼材を長手方向に３等分に区分した。３等分に区分された各区画領域において、断面表層部Ｐ１及び断面中心部Ｐ０から、丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片の平行部の直径Ｄは６．０ｍｍとし、標点間距離は５Ｄ（つまり平行部の直径の５倍）とした。丸棒引張試験片の長手方向は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向と平行とした。各丸棒引張試験片に対して、常温（２０℃±１５℃）、大気中において、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）を求めた。断面表層部Ｐ１から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最大値であった区画領域と、断面中心部Ｐ０から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最小値であった区画領域とを特定した。
[Microstructure observation test]
The austenitic stainless steel material was divided into three equal parts in the longitudinal direction. Round bar tensile test pieces were collected from the cross-section surface layer portion P1 and the cross-section center portion P0 in each compartment region divided into three equal parts. The diameter D of the parallel portion of the round bar tensile test piece was 6.0 mm, and the distance between the gauge points was 5D (that is, 5 times the diameter of the parallel portion). The longitudinal direction of the round bar tensile test piece was parallel to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material. Each round bar tensile test piece was subjected to a tensile test in accordance with JIS Z2241 (2011) at room temperature (20 ° C. ± 15 ° C.) and in the air to determine the yield strength (MPa). Of the three yield strengths (MPa) obtained from the round bar tensile test piece collected from the cross-sectional surface layer portion P1, the section region having the maximum yield strength and the round bar tensile test piece collected from the cross-sectional center portion P0. Of the three yield intensities (MPa) obtained in (1), the partition region in which the yield intensities were the minimum values was identified.
断面表層部Ｐ１から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最大値となった区画領域の断面表層部Ｐ１から、ミクロ組織観察用サンプルを採取した。さらに、断面中心部Ｐ０から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最小値となった区画領域の断面中心部Ｐ０から、ミクロ組織観察用サンプルを採取した。具体的には、図３に示すとおり、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、表面から５ｍｍ深さ位置の断面表層部Ｐ１からサンプルを採取した。さらに、図３に示すとおり、断面の中心位置である断面中心部Ｐ０からサンプルを採取した。サンプルの被検面は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面と平行とした。断面表層部Ｐ１のサンプルの被検面、及び、断面中心部Ｐ０のサンプルの被検面を、鏡面研磨した。鏡面研磨後の被検面を陽極として、２０〜５０℃の１０％蓚酸試験溶液中に浸漬した。エッチング面積１ｃｍ２当たりの電流を１Ａに調整して、９０秒エッチングした。エッチング後、サンプルを試験溶液から取り出した。サンプルを流水で洗浄し、乾燥した。 Of the three yield strengths (MPa) obtained from the round bar tensile test piece collected from the cross-sectional surface layer P1, a sample for microstructure observation was collected from the cross-sectional surface layer P1 of the section region where the yield strength was the maximum. bottom. Further, among the three yield strengths (MPa) obtained from the round bar tensile test piece collected from the cross-sectional center P0, the microstructure observation sample is taken from the cross-sectional center P0 of the section region where the yield strength is the minimum value. Was collected. Specifically, as shown in FIG. 3, a sample was taken from the cross-sectional surface layer portion P1 at a depth of 5 mm from the surface in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material. Further, as shown in FIG. 3, a sample was taken from the cross-section center portion P0, which is the center position of the cross-section. The test surface of the sample was parallel to the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material. The surface to be inspected for the sample in the surface layer portion P1 of the cross section and the surface to be inspected for the sample in the central portion P0 of the cross section were mirror-polished. The surface to be inspected after mirror polishing was used as an anode and immersed in a 10% oxalic acid test solution at 20 to 50 ° C. The current per 1 cm 2 of the etching area was adjusted to 1 A, and etching was performed for 90 seconds. After etching, the sample was removed from the test solution. The sample was washed with running water and dried.
乾燥後の断面表層部Ｐ１のサンプルの被検面のうち、任意の１視野（１０００μｍ×１０００μｍ）を１００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成した。写真画像のミクロ組織の各相はコントラストにより区別可能であった。そこで、オーステナイトを特定して、視野中のオーステナイトの面積を求めた。求めたオーステナイトの面積の、視野の総面積に対する比（面積％）を、断面表層部でのオーステナイト面積率Ａ１（％）と定義した。 A photographic image was generated by observing an arbitrary field of view (1000 μm × 1000 μm) of the test surface of the sample of the cross-sectional surface layer P1 after drying with a 100-fold optical microscope. Each phase of the microstructure of the photographic image was distinguishable by contrast. Therefore, austenite was specified and the area of austenite in the visual field was determined. The ratio (area%) of the obtained austenite area to the total area of the visual field was defined as the austenite area ratio A1 (%) at the surface layer of the cross section.
同様に、乾燥後の断面中心部Ｐ０のサンプルの被検面のうち、任意の１視野（１０００μｍ×１０００μｍ）を１００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成した。オーステナイトを特定して、視野中のオーステナイトの面積を求めた。求めたオーステナイトの面積の、視野の総面積に対する比（面積％）を、断面中心部でのオーステナイト面積率Ａ０（％）と定義した。 Similarly, an arbitrary field of view (1000 μm × 1000 μm) of the surface to be inspected of the sample at the center of the cross section after drying was observed with a 100-fold optical microscope to generate a photographic image. Austenite was identified and the area of austenite in the visual field was determined. The ratio (area%) of the obtained austenite area to the total area of the visual field was defined as the austenite area ratio A0 (%) at the center of the cross section.
得られた断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１、及び、断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０を用いて、オーステナイト組織均一比（＝Ａ０／Ａ１）を求めた。結果を表２の「Ａ０／Ａ１」欄に示す。 The austenite structure uniform ratio (= A0 / A1) was determined using the obtained austenite area ratio A1 of the surface layer portion of the cross section and the austenite area ratio A0 of the central portion of the cross section. The results are shown in the "A0 / A1" column of Table 2.
［降伏強度ばらつきΔＹＳ及び引張強度測定試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材を長手方向に３等分に区画し、各区画領域において、断面表層部Ｐ１及び断面中心部Ｐ０から、丸棒引張試験片をそれぞれ採取した。丸棒引張試験片の平行部の直径Ｄは６ｍｍとし、標点間距離は５Ｄｍｍ（つまり、３０ｍｍ）とした。丸棒引張試験片の長手方向は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向と平行とした。
[Yield strength variation ΔYS and tensile strength measurement test]
The austenitic stainless steel material of each test number was divided into three equal parts in the longitudinal direction, and round bar tensile test pieces were collected from the cross-section surface layer portion P1 and the cross-section center portion P0 in each section region. The diameter D of the parallel portion of the round bar tensile test piece was 6 mm, and the distance between the gauge points was 5 D mm (that is, 30 mm). The longitudinal direction of the round bar tensile test piece was parallel to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
以上の方法により、断面表層部Ｐ１から３つの丸棒引張試験片を作製し、断面中心部Ｐ０から３つの丸棒引張試験片を作製した。各丸棒引張試験片に対して、常温（２０℃±１５℃）、大気中において、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）及び引張強度（ＭＰａ）を求めた。降伏強度は０．２％オフセット耐力とした。得られた６つの降伏強度の最大値と最小値との差分を、降伏強度ばらつきΔＹＳ（ＭＰａ）と定義した。また、得られた引張強度の算術平均値を、その試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材の引張強度（ＭＰａ）とした。得られた降伏強度ばらつきを表２の「ΔＹＳ」欄に示す。得られた引張強度を、表２の「ＴＳ」欄に示す。 By the above method, three round bar tensile test pieces were prepared from the cross-sectional surface layer portion P1 and three round bar tensile test pieces were prepared from the cross-sectional center portion P0. Each round bar tensile test piece is subjected to a tensile test in accordance with JIS Z2241 (2011) at room temperature (20 ° C ± 15 ° C) and in the air to determine the yield strength (MPa) and tensile strength (MPa). I asked. The yield strength was 0.2% offset proof stress. The difference between the maximum value and the minimum value of the six yield intensities obtained was defined as the yield intensity variation ΔYS (MPa). The arithmetic mean value of the obtained tensile strength was taken as the tensile strength (MPa) of the austenitic stainless steel material of the test number. The yield variation obtained is shown in the “ΔYS” column of Table 2. The obtained tensile strength is shown in the "TS" column of Table 2.
［耐水素脆性評価試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材の耐水素脆性を評価するため、低ひずみ速度引張試験を実施した。各試験番号の鋼材の長手方向に垂直な断面での断面中心部Ｐ０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。丸棒引張試験片の平行部はいずれも、鋼材（棒鋼）の長手方向に平行であった。丸棒引張試験片の平行部の直径は３ｍｍであった。第１試験片に対して、常温（２０℃±１５℃）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ＢＥＡｉｒを測定した。さらに、第２試験片に対して、常温（２５℃）、９０ＭＰａ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。得られた破断伸びＢＥＡｉｒ及びＢＥＨを式（４）に代入し、相対破断絞りＲＲＡ（Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐ ｂｅｔｗｅｅｎ ｒｅｌａｔｉｖｅ ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ ｏｆ ａｒｅａ）（％）を算出した。結果を表２の「ＲＲＡ」の欄に示す。
相対破断絞りＲＲＡ（％）＝ＢＥＨ／ＢＥＡｉｒ×１００ （４）
[Hydrogen embrittlement evaluation test]
A low strain rate tensile test was carried out to evaluate the hydrogen embrittlement resistance of the austenitic stainless steel materials of each test number. Two round bar tensile test pieces (first and second test pieces) were taken from the cross-sectional center portion P0 in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel material of each test number. All the parallel portions of the round bar tensile test pieces were parallel to the longitudinal direction of the steel material (bar steel). The diameter of the parallel portion of the round bar tensile test piece was 3 mm. A tensile test (referred to as an atmospheric tensile test) was carried out on the first test piece in the air at room temperature (20 ° C. ± 15 ° C.), and the breaking elongation BE Air was measured. Further, a tensile test (referred to as a hydrogen tensile test) was carried out on the second test piece in a high-pressure hydrogen atmosphere at room temperature (25 ° C.) and 90 MPa, and the elongation at break BE H was measured. In both the atmospheric tensile test and the hydrogen tensile test, the strain rate was set to 3 × 10 -6 / s. The obtained breaking elongations BE Air and BE H were substituted into the formula (4), and the relative breaking drawing RRA (Relationship beween retardation of area) (%) was calculated. The results are shown in the "RRA" column of Table 2.
Relative break drawing RRA (%) = BE H / BE Air x 100 (4)
［評価結果］
表１及び表２を参照して、試験番号１〜試験番号５及び試験番号１３のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量が適切であり、かつ、式（１）〜式（３）を満たした。さらに、断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１及び断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０はいずれも９５．００％以上であり、かつ、オーステナイト組織均一比Ａ１／Ａ０が０．９９０〜１．０１０の範囲内であった。そのため、引張強度は６５０ＭＰａ以上であり、相対破断絞りが８０％以上であった。つまり、高強度及び優れた耐水素脆性の両立が可能であった。さらに、降伏強度ばらつきΔＹＳが１４．０ＭＰａ以下であり、降伏強度が安定していた。
[Evaluation results]
With reference to Tables 1 and 2, in the austenitic stainless steel materials of Test No. 1 to Test No. 5 and Test No. 13, the content of each element in the chemical composition is appropriate, and the formulas (1) to (1) to (form) are used. (3) was satisfied. Further, the austenite area ratio A1 in the surface layer portion of the cross section and the austenite area ratio A0 in the center portion of the cross section are both 95.00% or more, and the austenite structure uniform ratio A1 / A0 is within the range of 0.990 to 1.010. Met. Therefore, the tensile strength was 650 MPa or more, and the relative breaking drawing was 80% or more. That is, it was possible to achieve both high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance. Further, the yield strength variation ΔYS was 14.0 MPa or less, and the yield strength was stable.
一方、試験番号６のオーステナイト系ステンレス鋼材では、Ｎ含有量が低すぎ、さらに、式（３）を満たさなかった。そのため、引張強度が６１３ＭＰａであり、強度が低かった。 On the other hand, in the austenitic stainless steel material of Test No. 6, the N content was too low and the formula (3) was not satisfied. Therefore, the tensile strength was 613 MPa, which was low.
試験番号７のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、式（３）を満たさなかった。そのため、引張強度が６３７ＭＰａであり、強度が低かった。 In the austenitic stainless steel material of Test No. 7, although the content of each element in the chemical composition was appropriate, the formula (3) was not satisfied. Therefore, the tensile strength was 637 MPa, which was low.
試験番号８のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、式（２）を満たさなかった。そのため、相対破断絞りが７８％であり、耐水素脆性が低かった。 In the austenitic stainless steel material of Test No. 8, although the content of each element in the chemical composition was appropriate, the formula (2) was not satisfied. Therefore, the relative breaking drawing was 78%, and the hydrogen embrittlement resistance was low.
試験番号９のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、式（１）及び式（２）を満たさなかった。そのため、相対破断絞りが６７％であり、耐水素脆性が低かった。 In the austenitic stainless steel material of Test No. 9, although the content of each element in the chemical composition was appropriate, the formulas (1) and (2) were not satisfied. Therefore, the relative breaking drawing was 67%, and the hydrogen embrittlement resistance was low.
試験番号１０のオーステナイト系ステンレス鋼材では、Ｎｉ含有量が低すぎ、さらに、式（１）を満たさなかった。そのため、相対破断絞りが５３％であり、耐水素脆性が低かった。 In the austenitic stainless steel material of Test No. 10, the Ni content was too low and the formula (1) was not satisfied. Therefore, the relative fracture drawing was 53%, and the hydrogen embrittlement resistance was low.
試験番号１１及び１２のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素含有量は適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、加熱工程での加熱温度での保持時間が短すぎた。そのため、オーステナイト組織均一比Ａ１／Ａ０が０．９９０〜１．０１０の範囲外となった。そのため、降伏強度ばらつきΔＹＳが１４．０ＭＰａを超え、降伏強度のばらつきが大きかった。 In the austenitic stainless steel materials of Test Nos. 11 and 12, the content of each element in the chemical composition was appropriate, and the formulas (1) to (3) were satisfied. However, the holding time at the heating temperature in the heating step was too short. Therefore, the austenite structure uniform ratio A1 / A0 was out of the range of 0.990 to 1.010. Therefore, the variation in yield strength ΔYS exceeded 14.0 MPa, and the variation in yield strength was large.
試験番号１４のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の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、相対破断絞りが６８％であり、耐水素脆性が低かった。 In the austenitic stainless steel material of Test No. 14, although the content of each element in the chemical composition was appropriate, the formula (1) was not satisfied. Therefore, the relative breaking drawing was 68%, and the hydrogen embrittlement resistance was low.
試験番号１５のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、式（２）を満たさなかった。そのため、相対破断絞りが７０％であり、耐水素脆性が低かった。 In the austenitic stainless steel material of Test No. 15, although the content of each element in the chemical composition was appropriate, the formula (2) was not satisfied. Therefore, the relative breaking drawing was 70%, and the hydrogen embrittlement resistance was low.
試験番号１６のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、式（３）を満たさなかった。そのため、引張強度が５９７ＭＰａであり、強度が低かった。 In the austenitic stainless steel material of Test No. 16, although the content of each element in the chemical composition was appropriate, the formula (3) was not satisfied. Therefore, the tensile strength was 597 MPa, which was low.
試験番号１７のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素含有量は適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、加熱工程での加熱温度での保持時間は４．０時間であり、短すぎた。そのため、オーステナイト組織均一比Ａ１／Ａ０が０．９９０〜１．０１０の範囲外となった。そのため、降伏強度ばらつきΔＹＳが１４．０ＭＰａを超え、降伏強度のばらつきが大きかった。 In the austenitic stainless steel material of Test No. 17, the content of each element in the chemical composition was appropriate, and the formulas (1) to (3) were satisfied. However, the holding time at the heating temperature in the heating step was 4.0 hours, which was too short. Therefore, the austenite structure uniform ratio A1 / A0 was out of the range of 0.990 to 1.010. Therefore, the variation in yield strength ΔYS exceeded 14.0 MPa, and the variation in yield strength was large.
以上、本実施形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示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。
The present embodiment has been described above. However, the embodiments described above are merely examples for carrying out the present disclosure. Therefore, the present disclosure is not limited to the above-described embodiment, and the above-described embodiment can be appropriately modified and implemented within a range that does not deviate from the gist thereof.
Claims (3)
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１００％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：１．５０〜６．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎｉ：４．０〜１２．０％、
Ｃｒ：１７．０〜１９．０％、
Ｎ：０．１２〜０．３０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｃｕ：０〜０．５％、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たし、
前記オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、前記オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から５ｍｍ深さ位置でのオーステナイト面積率Ａ１（％）に対する、前記断面の中心位置でのオーステナイト面積率Ａ０（％）の比Ａ０／Ａ１が０．９９０〜１．０１０である、
オーステナイト系ステンレス鋼材。
−７．１＋２．７Ｎｉ＋０．４９Ｃｒ＋２．０Ｍｏ−２．０Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ−５．７Ｃ−２４Ｎ≧１０．００ （１）
Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ−０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋０．５３Ｃｕ＋７．５５Ｎ≧２５．００ （２）
Ｃ＋Ｎ≧０．２２ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、前記化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 Austenitic stainless steel
The chemical composition is mass%,
C: 0.100% or less,
Si: 1.00% or less,
Mn: 1.50 to 6.00%,
P: 0.050% or less,
S: 0.030% or less,
Ni: 4.0 to 12.0%,
Cr: 17.0 to 19.0%,
N: 0.12 to 0.30%,
Nb: 0.01 to 0.20%,
V: 0.01 to 0.10%,
Mo: 0 to 0.10%,
Cu: 0-0.5%, and
The balance is composed of Fe and impurities and satisfies equations (1) to (3).
In the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material, the austenite area ratio A0 (%) at the center position of the cross section with respect to the austenite area ratio A1 (%) at a depth of 5 mm from the surface of the austenitic stainless steel material. ) Has a ratio of A0 / A1 of 0.990 to 1.010.
Austenitic stainless steel.
-7.1 + 2.7Ni + 0.49Cr + 2.0Mo-2.0Si + 0.75Mn-5.7C-24N ≧ 10.00 (1)
Ni + 0.72Cr + 0.88Mo + 1.11Mn-0.27Si + 12.93C + 0.53Cu + 7.55N ≧ 25.00 (2)
C + N ≧ 0.22 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element in the chemical composition is substituted for each element symbol of the formulas (1) to (3).
前記化学組成は、
Ｍｏ：０．０１〜０．１０％を含有する、
オーステナイト系ステンレス鋼材。 The austenitic stainless steel material according to claim 1.
The chemical composition is
Mo: Containing 0.01 to 0.10%,
Austenitic stainless steel.
前記化学組成は質量％で、
Ｃｕ：０．１〜０．５％を含有する、
オーステナイト系ステンレス鋼材。
The austenitic stainless steel material according to claim 1 or 2.
The chemical composition is mass%
Cu: Containing 0.1 to 0.5%,
Austenitic stainless steel.
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