JP6652191B2 - オーステナイト系ステンレス鋼材 - Google Patents
オーステナイト系ステンレス鋼材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6652191B2 JP6652191B2 JP2018510603A JP2018510603A JP6652191B2 JP 6652191 B2 JP6652191 B2 JP 6652191B2 JP 2018510603 A JP2018510603 A JP 2018510603A JP 2018510603 A JP2018510603 A JP 2018510603A JP 6652191 B2 JP6652191 B2 JP 6652191B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- stainless steel
- strength
- grain size
- austenitic stainless
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000963 austenitic stainless steel Inorganic materials 0.000 title claims description 44
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 86
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 83
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 83
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 45
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 45
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 21
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 21
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 12
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 48
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 42
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 29
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 27
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 19
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 17
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 17
- 238000000034 method Methods 0.000 description 16
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 15
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 15
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 13
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 13
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 13
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 13
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 12
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 11
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 11
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 11
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 10
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 9
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 9
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 8
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 7
- 239000013067 intermediate product Substances 0.000 description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 7
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 5
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 5
- 238000001192 hot extrusion Methods 0.000 description 4
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 4
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 4
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 3
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 3
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 3
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 3
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- TZCXTZWJZNENPQ-UHFFFAOYSA-L barium sulfate Chemical compound [Ba+2].[O-]S([O-])(=O)=O TZCXTZWJZNENPQ-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 2
- 239000003153 chemical reaction reagent Substances 0.000 description 2
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 2
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical group 0.000 description 2
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 2
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 2
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000005422 blasting Methods 0.000 description 1
- 238000007872 degassing Methods 0.000 description 1
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 1
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 1
- 239000002803 fossil fuel Substances 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- 239000004579 marble Substances 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- -1 or the like) Substances 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 238000011144 upstream manufacturing Methods 0.000 description 1
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/02—Hardening by precipitation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
- C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
- C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E60/00—Enabling technologies; Technologies with a potential or indirect contribution to GHG emissions mitigation
- Y02E60/30—Hydrogen technology
- Y02E60/32—Hydrogen storage
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、ステンレス鋼材に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系ステンレス鋼材に関する。
近年、化石燃料に代えて、水素をエネルギーとして利用する輸送機器の実用化研究が活発に進められている。たとえば、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。
ステンレス鋼を水素ステーションに使用する場合、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、水素ステーション用途に使用されるステンレス鋼では、優れた強度が要求される。
国際公開第２０１２／１３２９９２号（特許文献１）、国際公開第２００４／０８３４７６号（特許文献２）、国際公開第２００４／０８３４７７号（特許文献３）、及び国際公開第２００４／１１１２８５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 Ｅ １１２）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。
特許文献２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５Ｃｒ＋３．４Ｍｎ≦５００Ｎを満たす。
特許文献３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、２．５Ｃｒ＋３．４Ｍｎ≦３００Ｎを満たす。
特許文献４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。
ところで、水素ステーション用途に使用されるステンレス鋼では、優れた強度だけでなく、強度のばらつきの抑制も要求される。上述の特許文献１〜特許文献４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以上の強度を有し、特許文献４のステンレス鋼は、溶体化処理及び冷間加工を実施することにより、高強度を有する。しかしながら、これらの文献では強度ばらつきについての検討は行われていない。上述の特許文献１〜特許文献４に記載されたステンレス鋼であっても、強度のばらつきが大きく、安定した高強度が得られない場合がある。
本発明の目的は、鋼材全長にわたって安定した高強度を有す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。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３〜８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：１０〜２０％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎ：０．２０〜０．７０％、Ｍｏ：０〜５．０％、Ｖ：０〜０．５％、及び、Ｎｂ：０〜０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、ＡＳＴＭ Ｅ １１２に準拠した結晶粒度番号が６．０以上である。引張強度は８００ＭＰａ以上であり、引張強度の最大値と最小値との差が５０ＭＰａ以下である。鋼中の円相当径が１０００ｎｍを超える合金炭窒化物の個数は１０個／ｍｍ2以上である。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼材は、鋼材全長にわたって安定した高強度を有する。
本発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼材の高強度化、及び鋼材全長での強度ばらつきについて調査及び検討し、次の知見を得た。
（Ａ）強度を高める方法としては、Ｎによる固溶強化と細粒化がある。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、０．２０〜０．７０％のＮを含有して固溶強化により強度を高める。結晶粒を微細化すればさらに、強度が高まる。
（Ｂ）鋼材全長の強度ばらつきは、結晶粒度に起因する。鋼材中における結晶粒度のばらつきが小さいほど、強度ばらつきを低減できる。具体的には、ＡＳＴＭ Ｅ １１２に基づく結晶粒度番号が６．０以上であり、鋼材全長における結晶粒度番号の最大値と最小値の差（以下、結晶粒度差ΔＧＳという）が１．５以下である場合、鋼材全長における引張強度の最大値と最小値との差（以下、強度差ΔＴＳという）が５０ＭＰａ以下となり、強度ばらつきを十分抑制できる。
（Ｃ）強度ばらつきを抑制するためには、熱間加工時における素材の温度変化を抑えることが有効である。結晶粒度のばらつきは、熱間加工時に最も顕著に形成される。素材のうち、温度が低い部分と温度が高い部分とで、ひずみの導入量が異なる。ひずみの導入量が異なれば、再結晶時の結晶粒の微細化具合も異なる。そのため、結晶粒度のばらつきが大きくなる。したがって、熱間加工時において、素材の温度変化は小さい方が好ましい。
具体的には、素材のうち、最初に熱間加工を完了する部分の加工完了時の温度（以下、初期温度という）と、最後に熱間加工を完了する部分の加工完了時の温度（以下、終期温度という）との差（温度差ΔＴ）が１００℃以下であれば、結晶粒度差ΔＧＳを１．５以下に抑えることができる。その結果、強度差ΔＴＳを５０ＭＰａ以下に抑えることができる。
（Ｄ）鋼材に対して熱処理を実施して、粗大な合金炭窒化物が析出すれば、析出強化により鋼材の強度がさらに高まる。鋼材の結晶粒度番号が６．０以上であり、鋼中において、円相当径が１０００ｎｍを超える合金炭窒化物（以下、粗大合金炭窒化物という）の個数が１０個／ｍｍ2以上であれば、８００ＭＰａ以上の引張強度が得られる。熱処理温度を９３０℃〜１０００℃未満として熱処理を実施すれば、粗大合金炭窒化物が１０個／ｍｍ2以上得られる。
ここで、合金炭窒化物とは、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ等を主成分として含有し、Ｃｒ2Ｎ、Ｚ相即ちＣｒ（Ｎｂ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、及び、ＭＸ型（Ｍ：Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ等、Ｘ：Ｃ、Ｎ）を意味する。「主成分」とは、質量％で４０％以上であることを意味する。また、本発明における合金炭窒化物は、Ｃ（炭素）の含有量が究極的に少ない場合、即ち、窒化物である場合を包む。本発明における合金炭窒化物は、炭化物も含む。
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は、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３〜８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：１０〜２０％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎ：０．２０〜０．７０％、Ｍｏ：０〜５．０％、Ｖ：０〜０．５％、及び、Ｎｂ：０〜０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、ＡＳＴＭ Ｅ １１２に準拠した結晶粒度番号が６．０以上である。引張強度は８００ＭＰａ以上であり、引張強度の最大値と最小値との差が５０ＭＰａ以下である。鋼中の円相当径が１０００ｎｍを超える合金炭窒化物の個数は１０個／ｍｍ2以上である。
上記化学組成は、質量％で、Ｍｏ：１．５〜５．０％、Ｖ：０．１〜０．５％、及び、Ｎｂ：０．１〜０．５％からなる群から選択される１種又は２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材では、上記結晶粒度番号の最大値と最小値との差が１．５以下である。
上記オーステナイト系ステンレス鋼材はたとえば、鋼管、棒鋼、又は線材である。
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。
［化学組成］
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、次の元素を含有する。
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、次の元素を含有する。
Ｃ：０．１０％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。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。Ｃはさらに、Ｃｒ等と結合し、析出強化により鋼の強度を高める。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０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。また、オーステナイトを安定化するためのＣ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。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。Ｃはさらに、Ｃｒ等と結合し、析出強化により鋼の強度を高める。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０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。また、オーステナイトを安定化するためのＣ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
Ｓｉ：１．０％以下
シリコン（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（σ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。鋼の脱酸の観点から、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２％である。
シリコン（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（σ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。鋼の脱酸の観点から、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２％である。
Ｍｎ：３〜８％
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３〜８％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は４．０％であり、さらに好ましくは５．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は６．０％であり、さらに好ましくは５．９％である。
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３〜８％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は４．０％であり、さらに好ましくは５．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は６．０％であり、さらに好ましくは５．９％である。
Ｐ：０．０５％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０．０５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４５％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。
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０．０５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４５％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：０．０３％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０．０３％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
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０．０３％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｎｉ：１０〜２０％
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１０〜２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は１１．５％であり、さらに好ましくは１２．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１３．５％であり、さらに好ましくは１３．４％である。
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１０〜２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は１１．５％であり、さらに好ましくは１２．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１３．５％であり、さらに好ましくは１３．４％である。
Ｃｒ：１５〜３０％
クロム（Ｃｒ）は鋼の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、熱処理によりＮと結合してＣｒ2Ｎ等の合金炭窒化物を形成して、析出強化により鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。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１５〜３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２０．５％であり、さらに好ましくは２１．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２３．５％であり、さらに好ましくは２３．４％である。
クロム（Ｃｒ）は鋼の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、熱処理によりＮと結合してＣｒ2Ｎ等の合金炭窒化物を形成して、析出強化により鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。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１５〜３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２０．５％であり、さらに好ましくは２１．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２３．５％であり、さらに好ましくは２３．４％である。
Ｎ：０．２０〜０．７０％
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はさらに、熱処理によりＣｒと結合してＣｒ2Ｎ等の合金炭窒化物を形成して、析出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、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．２０〜０．７０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．２１％であり、さらに好ましくは０．２２％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
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はさらに、熱処理によりＣｒと結合してＣｒ2Ｎ等の合金炭窒化物を形成して、析出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、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．２０〜０．７０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．２１％であり、さらに好ましくは０．２２％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
本実施の形態による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材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素について］
本実施形態による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、Ｖ、及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼の強度を高める。
本実施形態による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、Ｖ、及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼の強度を高める。
Ｍｏ：０〜５．０％
モリブデン（Ｍｏ）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、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。しかしながら、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０〜５．０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．５％であり、さらに好ましくは１．９％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は３．０％であり、さらに好ましくは２．９％である。
モリブデン（Ｍｏ）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、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。しかしながら、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０〜５．０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．５％であり、さらに好ましくは１．９％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は３．０％であり、さらに好ましくは２．９％である。
Ｖ：０〜０．５％
バナジウム（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０〜０．５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．１２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３％であり、さらに好ましくは０．２８％である。
バナジウム（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０〜０．５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．１２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３％であり、さらに好ましくは０．２８％である。
Ｎｂ：０〜０．５％
ニオブ（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０〜０．５％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．１２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．３％であり、さらに好ましくは０．２８％である。
ニオブ（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０〜０．５％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．１２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．３％であり、さらに好ましくは０．２８％である。
［強度及び強度差ΔＴＳ］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、引張強度が８００ＭＰａ以上であり、かつ、引張強度の最大値と最小値との差（以下、強度差ΔＴＳという）が５０ＭＰａ以下である。これにより、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、鋼材全長にわたって安定した高強度を有する。上記強度及び強度差ΔＴＳはたとえば、次の組織で実現できる。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、引張強度が８００ＭＰａ以上であり、かつ、引張強度の最大値と最小値との差（以下、強度差ΔＴＳという）が５０ＭＰａ以下である。これにより、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、鋼材全長にわたって安定した高強度を有する。上記強度及び強度差ΔＴＳはたとえば、次の組織で実現できる。
［結晶粒度］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、ＡＳＴＭ Ｅ １１２で規定される結晶粒度番号が６．０以上である。結晶粒度番号は、ＡＳＴＭ Ｅ １１２に準拠して測定される。結晶粒度番号が６．０未満である場合、強度が低下する。結晶粒度番号が６．０以上であれば、上述の化学組成のオーステナイト系ステンレス鋼材において高強度が得られる。具体的には、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材に必要な、８００ＭＰａ以上の引張強度が得られる。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、ＡＳＴＭ Ｅ １１２で規定される結晶粒度番号が６．０以上である。結晶粒度番号は、ＡＳＴＭ Ｅ １１２に準拠して測定される。結晶粒度番号が６．０未満である場合、強度が低下する。結晶粒度番号が６．０以上であれば、上述の化学組成のオーステナイト系ステンレス鋼材において高強度が得られる。具体的には、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材に必要な、８００ＭＰａ以上の引張強度が得られる。
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材の長手方向と垂直な断面の中央部から顕微鏡観察用の試験片を作製する。試験片の表面のうち、上記断面に相当する表面（観察面という）を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ １１２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、観察面を機械研磨後、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、観察面の結晶粒界を現出させる。腐食した表面上の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１０．２ｍｍ2である。ＡＳＴＭ Ｅ １１２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材の結晶粒度番号と定義する。
［結晶粒度差ΔＧＳ］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材ではさらに、オーステナイト系ステンレス鋼材全長のうち、任意の複数の部分で測定された結晶粒度番号の最大値と最小値の差（結晶粒度差ΔＧＳという）が１．５以下である。結晶粒度差ΔＧＳが１．５を超える場合、鋼材の複数の部分で測定された引張強度の最大値と最小値との差（強度差ΔＴＳ）が５０ＭＰａを超え、鋼材全長での強度ばらつきが大きくなる。結晶粒度差ΔＧＳが１．５以下である場合、強度差ΔＴＳが５０ＭＰａ以下となり、鋼材全長での強度ばらつきが抑えられる。そのため、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は安定した高強度を有する。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材ではさらに、オーステナイト系ステンレス鋼材全長のうち、任意の複数の部分で測定された結晶粒度番号の最大値と最小値の差（結晶粒度差ΔＧＳという）が１．５以下である。結晶粒度差ΔＧＳが１．５を超える場合、鋼材の複数の部分で測定された引張強度の最大値と最小値との差（強度差ΔＴＳ）が５０ＭＰａを超え、鋼材全長での強度ばらつきが大きくなる。結晶粒度差ΔＧＳが１．５以下である場合、強度差ΔＴＳが５０ＭＰａ以下となり、鋼材全長での強度ばらつきが抑えられる。そのため、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は安定した高強度を有する。
結晶粒度差ΔＧＳは次の方法で測定される。オーステナイト系ステンレス鋼材の全長において、長手方向の複数の任意部分から、上述と同様の顕微鏡観察用の試験片を作製する。各試験片を用いて、上述と同様に、ＡＳＴＭ Ｅ １１２に規定される結晶粒度の顕微鏡試験方法を実施し、結晶粒度番号を求める。得られた結晶粒度番号のうち、最大値と最小値を選び、最大値と最小値との差を結晶粒度差ΔＧＳと定義する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管、棒鋼、線材等である場合、熱間加工方向（圧延方向、押出し方向等）における鋼材両端部（トップ部及びボトム部）から試験片を採取して、結晶粒度差ΔＧＳを求める。ここで、トップ部は鋼材先端から中央部に向かって２００ｍｍの範囲内の部分、ボトム部は鋼材後端から中央部に向かって２００ｍｍの範囲内の部分と定義する。
結晶粒度差ΔＧＳは小さい方が好ましい。結晶粒度差ΔＧＳの好ましい上限は１．３であり、さらに好ましくは１．０である。
［合金炭窒化物］
鋼材に対して熱処理を実施して、粗大合金炭窒化物が析出すれば、析出強化により鋼材の強度が高まる。
鋼材に対して熱処理を実施して、粗大合金炭窒化物が析出すれば、析出強化により鋼材の強度が高まる。
合金炭窒化物は、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ等を主成分として含有し、Ｃｒ2Ｎ、Ｚ相即ちＣｒ（Ｎｂ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、及び、ＭＸ型（Ｍ：Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ等、Ｘ：Ｃ、Ｎ）を含む。また、本発明における炭窒化物は、Ｃ（炭素）の含有量が究極的に少ない場合、即ち、窒化物である場合を含む。本発明における炭窒化物は、炭化物も含む。
本実施形態において、鋼中の円相当径が１０００ｎｍを超える合金炭窒化物（粗大合金炭窒化物）の個数は１０個／ｍｍ2以上である。この場合、析出強化により、高い引張強度が得られる。粗大合金炭窒化物が多すぎれば鋼の靭性が低下する場合があるため、鋼中の粗大合金炭窒化物の個数の好ましい上限は、１．５×１０5個／ｍｍ2である。熱処理温度を９３０℃〜１０００℃未満として熱処理を実施すれば、１０個／ｍｍ2以上の粗大合金炭窒化物が得られる。
［粗大合金炭窒化物の個数測定方法］
粗大合金炭窒化物の個数は、次のとおり定義する。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部（鋼材中心軸を中心とした半径１０ｍｍの観察領域）を含むサンプルを採取する。サンプルの上記観察領域を鏡面研磨する。その後、観察領域内の任意の１０視野（２００μｍ×２００μｍ）において、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）を備えた走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、各視野の析出物及び介在物の中から、合金炭窒化物を特定する。各視野において特定された各合金炭化物の円相当径を画像解析により求める。円相当径とは、視野中の合金炭化物の面積を円に換算したときの直径（ｎｍ）を意味する。円相当径が１０００ｎｍを超える合金炭窒化物（粗大合金炭窒化物）の個数を計測する。１０視野各々で得られた粗大合金炭窒化物の個数の平均値を、本明細書における、粗大合金炭窒化物の個数（個／ｍｍ2）と定義する。
粗大合金炭窒化物の個数は、次のとおり定義する。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部（鋼材中心軸を中心とした半径１０ｍｍの観察領域）を含むサンプルを採取する。サンプルの上記観察領域を鏡面研磨する。その後、観察領域内の任意の１０視野（２００μｍ×２００μｍ）において、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）を備えた走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、各視野の析出物及び介在物の中から、合金炭窒化物を特定する。各視野において特定された各合金炭化物の円相当径を画像解析により求める。円相当径とは、視野中の合金炭化物の面積を円に換算したときの直径（ｎｍ）を意味する。円相当径が１０００ｎｍを超える合金炭窒化物（粗大合金炭窒化物）の個数を計測する。１０視野各々で得られた粗大合金炭窒化物の個数の平均値を、本明細書における、粗大合金炭窒化物の個数（個／ｍｍ2）と定義する。
［製造方法］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法の一例を説明する。本製造方法は、素材を準備する準備工程、素材に対して熱間加工を実施して中間材を製造する熱間加工工程、熱間加工した中間材を冷却する冷却工程、及び、必要に応じて、冷却された中間材に対して熱処理を実施する熱処理工程を備える。以下、製造方法について説明する。
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を説明する。本製造方法は、素材を準備する準備工程、素材に対して熱間加工を実施して中間材を製造する熱間加工工程、熱間加工した中間材を冷却する冷却工程、及び、必要に応じて、冷却された中間材に対して熱処理を実施する熱処理工程を備える。以下、製造方法について説明する。
［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。
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の中間材を製造する。中間材はたとえば、鋼管、棒鋼、及び線材等である。中間材はたとえば、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る。
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の中間材を製造する。中間材はたとえば、鋼管、棒鋼、及び線材等である。中間材はたとえば、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る。
熱間加工工程における加熱温度及び断面減少率は次のとおりである。
加熱温度：１１６０℃以下
加熱温度が高すぎれば、結晶粒が粗大化し、鋼組織の結晶粒度番号が６．０未満になる。したがって、加熱温度は１１６０℃以下である。加熱温度の好ましい上限は、１１００℃である。
加熱温度が高すぎれば、結晶粒が粗大化し、鋼組織の結晶粒度番号が６．０未満になる。したがって、加熱温度は１１６０℃以下である。加熱温度の好ましい上限は、１１００℃である。
加熱温度の下限は周知の温度でよい。加熱温度が低すぎれば、熱間加工後に後述の熱処理を実施しても、粗大合金炭窒化物が生成しにくい。したがって、加熱温度の好ましい下限は１０６０℃である。
断面減少率：７０％超
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（１）で定義される。
ＲＡ＝（Ａ０−Ａ１）／Ａ０×１００ （１）
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（１）で定義される。
ＲＡ＝（Ａ０−Ａ１）／Ａ０×１００ （１）
上記断面減少率が７０％以下であれば、鋼材中に導入されるひずみ量が不足するため、結晶粒が微細化しにくい。断面減少率が７０％以上であれば、熱間加工により十分にひずみが導入されて結晶粒が微細化し、結晶粒度番号が６．０以上になる。断面減少率の好ましい下限は７５％である。
熱間加工時の素材の温度差ΔＴ：１００℃以下
熱間加工工程において、素材のうち、最初に熱間加工を完了する部分の熱間加工完了時の温度（初期温度という）と、最後に熱間加工を完了する部分の熱間加工完了時の温度（終期温度という）との差（温度差ΔＴ）は、１００℃以下である。
熱間加工工程において、素材のうち、最初に熱間加工を完了する部分の熱間加工完了時の温度（初期温度という）と、最後に熱間加工を完了する部分の熱間加工完了時の温度（終期温度という）との差（温度差ΔＴ）は、１００℃以下である。
たとえば、穿孔圧延、熱間押出し、熱間圧延を実施して中間品を製造する場合、素材のうち最初に熱間加工を完了する部分は素材のトップ部であり、最後に熱間加工を完了する部分はボトム部である。したがってこの場合、初期温度はトップ部の熱間加工完了時の温度であり、終期温度はボトム部の熱間加工完了時の温度である。
素材温度差ΔＴが１００℃を超えれば、鋼材全長における温度ばらつきが大きすぎる。この場合、トップ部の結晶粒度とボトム部の結晶粒度とが大きく異なり、結晶粒度差ΔＧＳが１．５を超える。その結果、強度差ΔＴＳが５０ＭＰａを超える。
素材温度差ΔＴが１００℃以下であれば、トップ部及びボトム部の結晶粒度のばらつきが抑制され、結晶粒度差ΔＧＳが１．５以下となる。その結果、強度差ΔＴＳが５０ＭＰａ以下となる。温度差ΔＴの好ましい上限は９０℃であり、さらに好ましくは８０℃である。
［冷却工程］
冷却工程では、熱間加工後の中間品を０．１０℃／ｓｅｃ以上で冷却する。冷却速度が０．１０℃／ｓｅｃ未満である場合、σ相が析出する。σ相は、耐腐食性を低下する。耐食性を高めるためには、σ相の生成を抑えなければならない。冷却速度が０．１０℃／ｓｅｃ未満である場合はさらに、結晶粒が粗大化し、鋼の強度が低下する。したがって、冷却速度は０．１０℃／ｓｅｃ以上である。
冷却工程では、熱間加工後の中間品を０．１０℃／ｓｅｃ以上で冷却する。冷却速度が０．１０℃／ｓｅｃ未満である場合、σ相が析出する。σ相は、耐腐食性を低下する。耐食性を高めるためには、σ相の生成を抑えなければならない。冷却速度が０．１０℃／ｓｅｃ未満である場合はさらに、結晶粒が粗大化し、鋼の強度が低下する。したがって、冷却速度は０．１０℃／ｓｅｃ以上である。
冷却後の中間品に対して、曲がり矯正を実施して、中間品の曲がりを強制してもよい。曲がり矯正を実施する場合、たとえば、冷却装置の下流側、及び／又は、加熱装置の上流側に曲がり矯正機をインラインまたはオフラインで配設する。
冷却後又は曲がり矯正後の中間品に対して、デスケール処理を実施してもよい。デスケール処理はたとえば、酸洗やショットブラストにより実施する。デスケール処理は、それ以前の工程で加熱を受け、中間品の表面に不可避的に形成された酸化スケールを除去するために行う。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が製造される。
［熱処理工程］
熱処理工程では、粗大合金炭窒化物を１０個／ｍｍ2以上析出する。これにより、オーステナイト系ステンレス鋼材の引張強度がさらに高まる。熱処理温度は次のとおりである。
熱処理工程では、粗大合金炭窒化物を１０個／ｍｍ2以上析出する。これにより、オーステナイト系ステンレス鋼材の引張強度がさらに高まる。熱処理温度は次のとおりである。
熱処理温度：９３０℃〜１０００℃未満
熱処理温度が９３０℃未満であれば、オーステナイト単相の組織が得られず、強度が低下する。熱処理温度が９３０℃未満であればさらに、σ相が生成され、鋼の耐腐食性が低下する。一方、熱処理温度が１０００℃以上であれば、鋼中の粗大な合金炭窒化物が小さくなるか、又は完全に固溶してしまい、粗大合金炭窒化物の個数が１０個／ｍｍ2未満となる。その結果、析出強化が得られない。
熱処理温度が９３０℃未満であれば、オーステナイト単相の組織が得られず、強度が低下する。熱処理温度が９３０℃未満であればさらに、σ相が生成され、鋼の耐腐食性が低下する。一方、熱処理温度が１０００℃以上であれば、鋼中の粗大な合金炭窒化物が小さくなるか、又は完全に固溶してしまい、粗大合金炭窒化物の個数が１０個／ｍｍ2未満となる。その結果、析出強化が得られない。
熱処理温度が９３０℃〜１０００℃未満であれば、粗大合金炭窒化物が析出し、粗大合金炭窒化物の個数が１０個／ｍｍ2以上となる。その結果、析出強化により鋼材の強度がさらに高まる。熱処理温度が１０００℃未満であればさらに、粗大合金炭窒化物が十分に析出し、粒度番号が６．０〜８．０未満の範囲でも安定して８００ＭＰａ以上の強度が得られる。
なお、熱処理温度が上記範囲を外れても、結晶粒度番号が６．０以上であり、鋼中の粗大合金炭窒化物の個数が１０個／ｍｍ2以上であれば、高い強度が得られ、結晶粒度差ΔＧＳが１．５以下であれば、強度差ΔＴＳを５０ＭＰａ以下に抑えることができる。
熱処理時における上記熱処理温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば１分以上である。
本実施形態による製造方法は、熱処理工程後に、冷間加工を実施する、冷間加工工程を備えてもよい。ただし、粗大合金炭窒化物が得られなくなる場合があるため、冷間加工工程後に固溶化熱処理は実施しない。
表１の化学組成を有する溶鋼を製造した。
溶鋼を用いて、３４００ｋｇのインゴットを製造した。インゴットに対して熱間加工してオーステナイト系ステンレス鋼棒（中間品）（直径４５〜７５ｍｍ×長さ３０００ｍｍ）を製造した。熱間加工時での初期温度（トップ部の熱間押出し完了時の温度）、終期温度（ボトム部の熱間押出し完了時の温度）、及び断面減少率ＲＡ（％）は表２に示すとおりであった。
製造された素管を表２に示す冷却速度で冷却した。さらに、冷却された素管に対して、曲がり矯正及びデスケール処理を実施した。さらに、表２に示す熱処理温度で熱処理を実施してオーステナイト系ステンレス鋼材（鋼管）を製造した。保持時間は４５分であった。試験番号１８では、熱処理は実施しなかった。なお、引張強度（結晶粒度）は、熱間加工時の加工完了温度の影響が大きく、温度が高いトップ部が高強度（結晶粒度小）、温度が低いボトム部が低強度（結晶粒度大）となる傾向がある。そのため、引張強度の最大値と最小値とを、トップ部とボトム部とで測定した。
［結晶粒度番号測定］
製造された各試験番号の鋼材の熱間加工でのトップ部及びボトム部から採取した試験片を用いて、上述のＡＳＴＭ Ｅ １１２に基づいて結晶粒度試験を実施した。サンプルは各鋼材のトップ部及びボトム部に相当する位置（肉厚中央部）から採取した。トップ部とボトム部との結晶粒度番号を求め、さらに、結晶粒度差ΔＧＳを求めた。得られた結晶粒度番号及び結晶粒度差ΔＧＳを表２に示す。
製造された各試験番号の鋼材の熱間加工でのトップ部及びボトム部から採取した試験片を用いて、上述のＡＳＴＭ Ｅ １１２に基づいて結晶粒度試験を実施した。サンプルは各鋼材のトップ部及びボトム部に相当する位置（肉厚中央部）から採取した。トップ部とボトム部との結晶粒度番号を求め、さらに、結晶粒度差ΔＧＳを求めた。得られた結晶粒度番号及び結晶粒度差ΔＧＳを表２に示す。
［粗大合金炭窒化物の個数計測］
各試験番号の鋼材の肉厚中央部から試験片を採取した。採取された試験片を用いて、上述の方法により粗大合金炭窒化物の個数（個／ｍｍ2）を求めた。
各試験番号の鋼材の肉厚中央部から試験片を採取した。採取された試験片を用いて、上述の方法により粗大合金炭窒化物の個数（個／ｍｍ2）を求めた。
［引張試験］
各試験番号の鋼材のトップ部、ボトム部の中心部から、丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片は鋼材（鋼管）の肉厚中央部を含み、丸棒試験片の平行部は、鋼材の長手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、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施し、各試験番号のトップ部、ボトム部の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。さらに、各試験番号での強度差ΔＴＳ（ＭＰａ）を求めた。
各試験番号の鋼材のトップ部、ボトム部の中心部から、丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片は鋼材（鋼管）の肉厚中央部を含み、丸棒試験片の平行部は、鋼材の長手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、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施し、各試験番号のトップ部、ボトム部の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。さらに、各試験番号での強度差ΔＴＳ（ＭＰａ）を求めた。
［試験結果］
表２に試験結果を示す。
表２に試験結果を示す。
表２を参照して、試験番号１〜４の鋼の化学組成及び製造条件が適切であった。そのため、結晶粒度番号が６．０以上であり、結晶粒度差ΔＧＳが１．５以下であった。さらに、粗大合金炭窒化物の個数が１０個／ｍｍ2以上であった。そのため、引張強度が８００ＭＰａ以上と高く、さらに、強度差ΔＴＳが５０ＭＰａ以下であり、鋼材全長にわたって安定した高強度が得られた。
一方、試験番号５〜７では、化学組成は適切であったものの、熱間加工時の加熱温度が高すぎた。そのため、トップ部及び／又はボトム部での結晶粒度番号が６．０未満であった。その結果、鋼の強度が８００ＭＰａ未満となり、強度が低かった。
試験番号８では、化学組成は適切であったものの、熱間加工時の温度差ΔＴが１００℃を超え、かつ、断面減少率が７０％未満であった。そのため、結晶粒度番号が６．０未満となり、結晶粒度差ΔＧＳが１．５を超えた。その結果、鋼の強度が８００ＭＰａ未満となり、強度が低かった。さらに、強度差ΔＴＳが５０ＭＰａを超え、強度ばらつきが大きかった。
試験番号９では、化学組成は適切であったものの、熱間加工時の断面減少率が７０％未満であった。そのため、結晶粒度番号が６．０未満となった。その結果、引張強度が８００ＭＰａ未満となり、強度が低かった。
試験番号１０では、化学組成は適切であったものの、熱間加工後の冷却速度が０．１０℃／ｓｅｃ未満であった。そのため、結晶粒度番号が６．０未満となった。その結果、鋼の強度が８００ＭＰａ未満となり、強度が低かった。
試験番号１１では、化学組成は適切であったものの、冷却後の熱処理温度が９３０℃未満であった。その結果、鋼の強度が８００ＭＰａ未満となり、強度が低かった。
試験番号１２では、化学組成は適切であったものの、冷却後の熱処理温度が１２００℃と高すぎた。そのため、粗大合金炭窒化物の個数が１０個／ｍｍ2未満となり、結晶粒度番号が６．０未満となった。その結果、引張強度が８００ＭＰａ未満となった。
試験番号１３では、Ｎ含有量が低すぎた。その結果、引張強度が８００ＭＰａ未満となった。
試験番号１４及び１５では、化学組成は適切であったものの、冷却後の熱処理温度が１０００℃以上であった。そのため、粗大合金炭窒化物の個数が１０個／ｍｍ2未満となった。その結果、引張強度が８００ＭＰａ未満となった。
試験番号１６及び１７では、化学組成は適切であったものの、熱間加工時の鋼材温度差ΔＴが１００℃を超えた。そのため、結晶粒度差ΔＧＳが１．５を超えた。その結果、強度差ΔＴＳが５０ＭＰａを超え、強度ばらつきが大きかった。
試験番号１８では、熱処理を実施しなかった。そのため、粗大合金炭窒化物が存在しなかった。その結果、引張強度が８００ＭＰａ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 (3)
- オーステナイト系ステンレス鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：３〜８％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｎｉ：１０〜２０％、
Ｃｒ：１５〜３０％、
Ｎ：０．２０〜０．７０％、
Ｍｏ：０〜５．０％、
Ｖ：０〜０．５％、及び、
Ｎｂ：０〜０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
ＡＳＴＭ Ｅ １１２に準拠した結晶粒度番号が６．０以上であり、
引張強度が８００ＭＰａ以上であり、
前記引張強度の最大値と最小値との差が５０ＭＰａ以下であり、
鋼中の円相当径が１０００ｎｍを超える合金炭窒化物の個数が１０〜１．５×１０ ５ 個／ｍｍ２であり、
前記結晶粒度番号の最大値と最小値との差が１．５以下である、オーステナイト系ステンレス鋼材。 - 請求項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：１．５〜５．０％、
Ｖ：０．１〜０．５％、及び、
Ｎｂ：０．１〜０．５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼材。 - 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材であって、
前記オーステナイト系ステンレス鋼材は、鋼管、棒鋼、又は線材である、オーステナイト系ステンレス鋼材。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2016077628 | 2016-04-07 | ||
| JP2016077628 | 2016-04-07 | ||
| PCT/JP2017/014008 WO2017175739A1 (ja) | 2016-04-07 | 2017-04-04 | オーステナイト系ステンレス鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2017175739A1 JPWO2017175739A1 (ja) | 2019-01-17 |
| JP6652191B2 true JP6652191B2 (ja) | 2020-02-19 |
Family
ID=60001254
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2018510603A Active JP6652191B2 (ja) | 2016-04-07 | 2017-04-04 | オーステナイト系ステンレス鋼材 |
Country Status (11)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20190112694A1 (ja) |
| EP (1) | EP3441495B1 (ja) |
| JP (1) | JP6652191B2 (ja) |
| KR (1) | KR102172891B1 (ja) |
| CN (1) | CN109072377B (ja) |
| AU (1) | AU2017247759B2 (ja) |
| BR (1) | BR112018069311A8 (ja) |
| CA (1) | CA3019892C (ja) |
| ES (1) | ES2905422T3 (ja) |
| TW (1) | TWI634219B (ja) |
| WO (1) | WO2017175739A1 (ja) |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107557670B (zh) * | 2017-10-24 | 2019-10-25 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 奥氏体不锈钢及其制备方法与应用 |
| DE102018133255A1 (de) * | 2018-12-20 | 2020-06-25 | Voestalpine Böhler Edelstahl Gmbh & Co Kg | Superaustenitischer Werkstoff |
| JP7277715B2 (ja) * | 2019-02-25 | 2023-05-19 | 日本製鉄株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
| JP7556675B2 (ja) * | 2019-05-31 | 2024-09-26 | 日本製鉄株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼材 |
| JP7425299B2 (ja) * | 2020-03-06 | 2024-01-31 | 日本製鉄株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼材 |
| US12067703B2 (en) | 2020-09-18 | 2024-08-20 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Grain size estimation device, grain size estimation method, grain size estimation program, and grain size estimation system |
| CN113136533B (zh) * | 2021-04-15 | 2022-08-16 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低温用奥氏体不锈钢及其制造方法 |
| US20230257861A1 (en) | 2022-02-14 | 2023-08-17 | Daido Steel Co., Ltd. | Austenitic stainless steel and hydrogen resistant member |
| CN114574780B (zh) * | 2022-03-02 | 2022-11-04 | 中国医科大学附属第一医院 | 一种高强高耐蚀高氮奥氏体不锈钢克氏针及其制备方法 |
| CN114934240B (zh) * | 2022-04-25 | 2023-10-10 | 中国科学院金属研究所 | 一种超高强高耐蚀高氮奥氏体不锈钢的制备方法 |
| WO2024002728A1 (en) * | 2022-06-29 | 2024-01-04 | Alleima Striptech Ab | Austenitic stainless steel and method for producing a strip product thereof |
Family Cites Families (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4554028A (en) * | 1983-12-13 | 1985-11-19 | Carpenter Technology Corporation | Large warm worked, alloy article |
| DE3407307A1 (de) * | 1984-02-24 | 1985-08-29 | Mannesmann AG, 4000 Düsseldorf | Verwendung einer korrosionsbestaendigen austenitischen eisen-chrom-nickel-stickstoff-legierung fuer mechanisch hoch beanspruchte bauteile |
| JPH0565601A (ja) * | 1991-09-03 | 1993-03-19 | Hitachi Metals Ltd | 高強度、高疲労強度オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| JPH06179952A (ja) * | 1992-12-15 | 1994-06-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ソーダ回収ボイラ伝熱管用オーステナイトステンレス鋼 |
| JPH07109548A (ja) * | 1993-10-07 | 1995-04-25 | Daido Steel Co Ltd | 熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 |
| JP3597707B2 (ja) * | 1998-06-10 | 2004-12-08 | 日本精線株式会社 | ブラシ軸用線材と該線材を用いてなる歯間ブラシ製品 |
| EP1605073B1 (en) | 2003-03-20 | 2011-09-14 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Use of an austenitic stainless steel |
| CA2502206C (en) | 2003-03-20 | 2010-11-16 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Stainless steel for high pressure hydrogen gas, vessel and equipment comprising the steel |
| JP4539559B2 (ja) | 2003-06-10 | 2010-09-08 | 住友金属工業株式会社 | 水素ガス用オーステナイトステンレス鋼とその製造方法 |
| WO2009154161A1 (ja) * | 2008-06-16 | 2009-12-23 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系耐熱合金ならびにこの合金からなる耐熱耐圧部材とその製造方法 |
| JP2010121190A (ja) * | 2008-11-21 | 2010-06-03 | Nisshin Steel Co Ltd | 高圧水素輸送用オーステナイト系ステンレス鋼溶接管およびその製造方法 |
| US10266909B2 (en) * | 2011-03-28 | 2019-04-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength austenitic stainless steel for high-pressure hydrogen gas |
| JP5143960B1 (ja) * | 2011-05-11 | 2013-02-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 高温強度と耐繰返し酸化特性に優れた耐熱オーステナイト系ステンレス鋼 |
| WO2012176802A1 (ja) * | 2011-06-24 | 2012-12-27 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 |
| CN102732806A (zh) * | 2012-06-26 | 2012-10-17 | 江苏兴海特钢有限公司 | 抗晶间腐蚀奥氏体系不锈钢 |
| JP6149435B2 (ja) * | 2013-03-12 | 2017-06-21 | 新日鐵住金株式会社 | 高圧水素ガス用低合金鋼および高圧水素用蓄圧器 |
| WO2015005119A1 (ja) * | 2013-07-09 | 2015-01-15 | 新日鐵住金株式会社 | 高Ｃｒ鋼管の製造方法 |
| JP6068314B2 (ja) * | 2013-10-22 | 2017-01-25 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板 |
| CN106170576B (zh) * | 2014-04-17 | 2019-02-05 | 新日铁住金株式会社 | 奥氏体系不锈钢及其制造方法 |
| AU2015338140B2 (en) * | 2014-10-29 | 2018-05-24 | Nippon Steel Corporation | Austenitic stainless steel and manufacturing method therefor |
-
2017
- 2017-04-04 AU AU2017247759A patent/AU2017247759B2/en active Active
- 2017-04-04 CN CN201780021538.2A patent/CN109072377B/zh active Active
- 2017-04-04 KR KR1020187031952A patent/KR102172891B1/ko active IP Right Grant
- 2017-04-04 CA CA3019892A patent/CA3019892C/en active Active
- 2017-04-04 ES ES17779117T patent/ES2905422T3/es active Active
- 2017-04-04 EP EP17779117.5A patent/EP3441495B1/en active Active
- 2017-04-04 JP JP2018510603A patent/JP6652191B2/ja active Active
- 2017-04-04 BR BR112018069311A patent/BR112018069311A8/pt not_active Application Discontinuation
- 2017-04-04 WO PCT/JP2017/014008 patent/WO2017175739A1/ja active Application Filing
- 2017-04-04 US US16/090,306 patent/US20190112694A1/en not_active Abandoned
- 2017-04-07 TW TW106111756A patent/TWI634219B/zh active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP3441495A1 (en) | 2019-02-13 |
| TWI634219B (zh) | 2018-09-01 |
| KR102172891B1 (ko) | 2020-11-02 |
| WO2017175739A1 (ja) | 2017-10-12 |
| ES2905422T3 (es) | 2022-04-08 |
| BR112018069311A8 (pt) | 2021-10-13 |
| CA3019892C (en) | 2020-12-22 |
| US20190112694A1 (en) | 2019-04-18 |
| CN109072377A (zh) | 2018-12-21 |
| JPWO2017175739A1 (ja) | 2019-01-17 |
| KR20180125594A (ko) | 2018-11-23 |
| CA3019892A1 (en) | 2017-10-12 |
| AU2017247759B2 (en) | 2020-04-30 |
| AU2017247759A1 (en) | 2018-10-18 |
| CN109072377B (zh) | 2020-10-16 |
| EP3441495B1 (en) | 2022-01-12 |
| EP3441495A4 (en) | 2019-11-20 |
| BR112018069311A2 (pt) | 2019-01-22 |
| TW201741473A (zh) | 2017-12-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6652191B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼材 | |
| JP6004653B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼線材、及び鋼線、並びに、それらの製造方法 | |
| JP5097017B2 (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼材の製造方法 | |
| WO2015159554A1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| RU2643735C1 (ru) | Низколегированная стальная труба для нефтяной скважины | |
| KR20190065352A (ko) | NiCrFe 합금 | |
| JP7114998B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| CN112041474A (zh) | 钢丝、制造钢丝的方法以及制造弹簧或医用丝制品的方法 | |
| WO2018003823A1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| JP6520546B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法 | |
| WO2018146783A1 (ja) | オーステナイト系耐熱合金およびその製造方法 | |
| JP5073966B2 (ja) | 時効硬化型フェライト系ステンレス鋼板およびそれを用いた時効処理鋼材 | |
| JP6540131B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼 | |
| JP6206423B2 (ja) | 低温靭性に優れた高強度ステンレス厚鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2019098233A1 (ja) | ２相ステンレス鋼及び２相ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP6725191B2 (ja) | Ｎｉ含有高Ｃマルテンサイト系耐熱鋼 | |
| JP6627662B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| JP7256435B1 (ja) | 二相ステンレス鋼材 | |
| JP5835079B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼の製造方法 | |
| JP6575265B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| JP6575266B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| WO2024128284A1 (ja) | 鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20180910 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20190910 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20191029 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20191224 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20200106 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6652191 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |