JPWO2019054390A1 - オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

高い強度を有し、かつ熱処理後の形状保持性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供する。本発明は、成分組成が、Ｃ：０．１２質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以上１．０質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上３．０質量％以下、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｃｒ：１３．０質量％以上２２．０質量％以下、Ｎｉ：４．０質量％以上１２．０質量％以下、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下、Ｍｏ：５．０質量％以下、Ａｌ：０．０３質量％以下、Ｎｂ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、及びＮ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、結晶粒度番号が７．０以上であるオーステナイト系ステンレス鋼である。

Description

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。

オーステナイト系ステンレス鋼は、強度、加工性、耐食性等に優れた鋼材として、各種用途に広く使用されている。また、用途等に応じた性能をより高めるべく、成分組成や結晶組織等を制御した様々なオーステナイト系ステンレス鋼が開発されている（特許文献１〜５参照）。

一方、自動車用燃料噴射管にも、軽量化、疲労破壊防止、塩水に対する耐食性などの観点から、二相ステンレス鋼のような高強度なステンレス鋼等が使用されている。このような自動車用燃料噴射管の材料においても、長寿命化や高性能化などに対応すべく、従来の材料以上の高い強度（耐力、引張強さ）等を有する材料の開発が求められている。また、自動車用燃料噴射管の製造においては、鋼管のろう付け熱処理がなされることがある。このような熱処理がなされた場合、鋼管の強度が低下する場合があり、加えて二相ステンレス鋼においては直管形状を保持できないという問題もある。

特許第６１３７４３４号公報 特許第５１３１７９４号公報 特開２０１７−１２２４４号公報 特開２０１６−４４３３２号公報 特許第２７８７０４４号公報

本発明は、以上のような事情に基づいてなされたものであり、その目的は、高い強度を有し、かつ熱処理後の形状保持性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供することである。

上記課題を解決するためになされた発明は、成分組成が、Ｃ：０．１２質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以上１．０質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上３．０質量％以下、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｃｒ：１３．０質量％以上２２．０質量％以下、Ｎｉ：４．０質量％以上１２．０質量％以下、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下、Ｍｏ：５．０質量％以下、Ａｌ：０．０３質量％以下、Ｎｂ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、及びＮ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、結晶粒度番号が７．０以上であるオーステナイト系ステンレス鋼である。

当該オーステナイト系ステンレス鋼は、上記成分組成及び結晶粒度を有するため、固溶強化や結晶粒の微細化により、高い強度（耐力及び引張強さ）を有する。また、当該オーステナイト系ステンレス鋼は、上記成分組成及び結晶粒度を有するオーステナイト系ステンレス鋼であるため、熱処理後の形状保持性が良好になる。

上記成分組成において、下記式（１）をさらに満たすことが好ましい。このような場合、ろう付け等の熱処理を施しても、結晶粒の粗大化が抑制される。このため、熱処理後の鋼の強度低下が抑制される。
２００≦−２０９０［％Ｃ］＋１２．８［％Ｃｒ］＋３２０［％Ｎ］＋４２．３［％Ｎｂ］≦３００ ・・・ （１）
（式（１）中、［％Ｃ］、［％Ｃｒ］、［％Ｎ］及び［％Ｎｂ］は、それぞれの成分の含有量（質量％）を表す。）

当該オーステナイト系ステンレス鋼の最大結晶粒径が６０μｍ以下であることが好ましい。このような場合、ろう付け等の熱処理を施しても、結晶粒の粗大化が抑制される。このため、熱処理後の鋼の強度低下が抑制される。

上記成分組成において、下記式（２）をさらに満たすことが好ましい。このように、炭素及び窒素の含有量を制御することにより、強度をより高めることなどができる。
０．２０≦［％Ｃ］＋［％Ｎ］≦０．４０ ・・・ （２）
（式（２）中、［％Ｃ］及び［％Ｎ］は、それぞれの成分の含有量（質量％）を表す。）

当該オーステナイト系ステンレス鋼においては、最大高さＲｙが、１０μｍ以下であることが好ましい。このように当該オーステナイト系ステンレス鋼表面の平滑性を高めることで、耐食性等を高めることができる。

当該オーステナイト系ステンレス鋼は、シームレス鋼管であることが好ましい。シームレス管である場合、溶接部が起点となって生じる破壊を避けることができる。従って、シームレス管である場合、内圧の繰り返しの応力が付加される自動車燃料噴射管等に、より好適に用いることができる。

当該オーステナイト系ステンレス鋼は、強度が優れるため、自動車エンジンの直噴高圧化にも十分対応可能であり、自動車燃料噴射管に好適に用いられる。また、当該オーステナイト系ステンレス鋼は、熱処理後の形状保持性が良好であることからも、ろう付け熱処理がなされる自動車燃料噴射管に好適に用いられる。

上記課題を解決するためになされた他の発明は、鋼材に対して、一回の加工率が２０％以上である冷間加工を行う工程と、上記冷間加工工程の前後に設けられ、上記鋼材に対して熱処理を行う工程とを備え、上記熱処理工程における熱処理温度Ｔ（℃）が下記式（３）を満たす上記オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法ａである。
１，０００≦Ｔ≦−２０９０［％Ｃ］＋１２．８［％Ｃｒ］＋３２０［％Ｎ］＋４２．３［％Ｎｂ］＋９００ ・・・ （３）
（式（３）中、［％Ｃ］、［％Ｃｒ］、［％Ｎ］及び［％Ｎｂ］は、上記鋼材におけるそれぞれの成分の含有量（質量％）を表す。）

当該製造方法ａによれば、固溶強化や結晶粒微細化強化が図られることにより、高い強度を有し、かつ熱処理後の形状保持性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。

上記課題を解決するためになされた他の発明は、鋼材に対して、一回の加工率が２０％以上である冷間加工を行う工程と、上記冷間加工工程の前後に設けられ、上記鋼材に対して熱処理を行う工程とを備え、上記熱処理工程における熱処理温度Ｔ（℃）が１，０００℃以上１，２００℃以下である上記オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法ｂである。

当該製造方法ｂによっても、固溶強化や結晶粒微細化強化が図られることにより、高い強度を有し、かつ熱処理後の形状保持性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。

当該製造方法ａ及び製造方法ｂにおいては、上記冷間加工工程後の最終の熱処理工程が、光輝焼鈍であることが好ましい。例えば最終熱処理が大気焼鈍の場合、その後の酸洗いが必要となり、スケール剥離や酸による溶解で表面荒れが生じる。しかし、このように最終熱処理工程として光輝焼鈍を行うことで、酸洗いが不要となり、上記表面荒れが生じないため、得られるオーステナイト系ステンレス鋼は、平滑性が高く、その結果、耐食性等に優れるものとなる。

本発明によれば、高い強度を有し、かつ熱処理後の形状保持性が良好なオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供することができる。

以下、本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法について詳説する。

［オーステナイト系ステンレス鋼］
本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、特定の成分組成と結晶粒度を有し、これにより、高い強度が発現される。なお、当該オーステナイト系ステンレス鋼は、実質的にオーステナイト相単相からなり、フェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼と比較して熱処理後の形状保持性が良好になる。当該オーステナイト系ステンレス鋼においては、通常、組織の９９％以上がオーステナイト相である。

（成分組成）
当該オーステナイト系ステンレス鋼の成分組成は、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｎｂ及びＮを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。以下、各成分の含有量の数値範囲とその限定理由について説明する。

（Ｃ：０．１２質量％以下）
Ｃ（炭素）は固溶強化及びオーステナイト相の安定化に有効な元素である。加えて、Ｃｒ、Ｎｂ及びＮとともに添加することで非金属間化合物を形成し、熱処理による結晶粒粗大化抑制に有効に働く元素である。しかしながら、過剰な添加によって炭化物を形成するため狙った非金属間化合物形成のためには含有量を０．１２質量％以下とする。炭化物の形成抑制などの点から、Ｃの含有量の上限は、０．１０質量％が好ましく、０．０８質量％がより好ましく、０．０６質量％がさらに好ましい。一方、Ｃの含有量の下限は、０質量％超であってよく、Ｃ添加による固溶強化などから、０．０１質量％が好ましく、０．０２質量％がより好ましい。

（Ｓｉ：０．１質量％以上１．０質量％以下）
Ｓｉ（ケイ素）はステンレス鋼の固溶強化に有効な元素である。一方で、ステンレス鋼がろう付して使用される場合には、Ｓｉがろう付性を阻害する要因となるため添加量は１．０質量％以下にする必要がある。Ｓｉの含有量の上限は、０．８質量％が好ましい。また、Ｓｉは溶解鋳造するときの予備脱酸として使用する元素でもあり、含有量の下限としては、０．２質量％が好ましく、０．３質量％がより好ましく、０．３５質量％がさらに好ましく、０．４質量％がさらに好ましいこともあり、０．５質量％がさらに好ましいこともある。

（Ｍｎ：０．１質量％以上３．０質量％以下）
Ｍｎ（マンガン）はオーステナイト形成元素である。Ｍｎ添加によって高価な元素であるＮｉの添加量を下げることができる。しかしながら、Ｍｎ添加はＭｎＳのような耐食性に有害な非金属間化合物の形成を促進するため過剰な添加は避ける必要がある。よって、Ｍｎ含有量は０．１質量％以上３．０質量％以下とする。Ｍｎの含有量の下限としては、０．３質量％が好ましく、０．５質量％がより好ましく、０．７質量％がさらに好ましい。一方、この含有量の上限は、２．７質量％が好ましく、２．４質量％がさらに好ましい。

（Ｐ：０．０５質量％以下）
Ｐ（リン）は不純物として含有する元素である。Ｐは熱間加工性、溶接性、強度等を低下させるため、Ｐの含有量は０．０５質量％以下とする。Ｐの含有量の上限は、０．０４質量％が好ましく、０．０３質量％がより好ましく、０．０２質量％がさらに好ましい。Ｐの含有量の下限は、０質量％超であってよく、０．００１質量％又は０．００５質量％であってもよい。

（Ｓ：０．０１質量％以下）
Ｓ（硫黄）は不純物として含有する元素で、ＭｎやＣａと結合して耐食性や機械的特性に有害な非金属間化合物を形成する元素である。硫化物を形成して耐食性を低下させるため添加量は極力制限すべきである。よってＳの含有量の上限は０．０１質量％にする必要があり、０．００５質量％が好ましく、０．００３質量％がより好ましい。一方、Ｓの含有量の下限は、０質量％超であってよく、０．０００１質量％又は０．０００３質量％であってもよい。

（Ｃｒ：１３．０質量％以上２２．０質量％以下）
Ｃｒ（クロム）は耐食性向上及び固溶強化に有効な元素である。また、Ｃ、Ｎｂ及びＮと複合して添加されることで非金属間化合物を形成し、熱処理によって結晶粒が粗大化することを抑制する。Ｃｒ添加量を増やすと非金属間化合物が安定である温度が高温側に移行し、より高温で熱処理を行っても微細組織を保つことができるようになる。しかしながら、Ｃｒはフェライト形成元素として作用するため、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ及びＮの添加量が少ない場合などには過剰な添加を避ける必要がある。よって、Ｃｒの含有量は１３．０質量％以上２２．０質量％以下とする。Ｃｒの過剰な添加はコストの増加やオーステナイト相の安定性低下に繋がることから、Ｃｒの含有量の上限は、２１．０質量％が好ましく、２０．０質量％がより好ましい。一方、上記効果を高めることなどから、Ｃｒの含有量の下限は、１５．０質量％が好ましく、１６．０質量％がより好ましく、１８．０質量％がさらに好ましい。

（Ｎｉ：４．０質量％以上１２．０質量％以下）
Ｎｉ（ニッケル）はオーステナイト形成に有効な元素である。しかしながら、Ｎｉの過剰な添加は材料コストの増加に繋がるため、Ｎｉの含有量は４．０質量％以上１２．０質量％以下とする。Ｎｉの含有量の下限は、５．０質量％が好ましく、７．０質量％がより好ましく、７．８質量％がさらに好ましい。また、Ｎｉの含有量を比較的増やすことで、単相のオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。一方、Ｎｉの含有量の上限は、１１．０質量％が好ましく、１０．０質量％がより好ましい。

（Ｃｕ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下）
Ｃｕ（銅）はオーステナイト形成元素である。ステンレス鋼スクラップなどから混入する元素であるため、過剰な低減は原料コストの増加に繋がる。よって、Ｃｕの含有量は、０．０１質量％以上０．５０質量％以下とする。Ｃｕの含有量の下限は、０．０５質量％が好ましいこともあり、０．１質量％が好ましいこともある。一方、Ｃｕの含有量の上限は、０．４０質量％が好ましい。

（Ｍｏ：５．０質量％以下）
Ｍｏ（モリブデン）は耐食性の向上及び固溶強化に有効な元素である。しかしながらＭｏは高価な元素であり原料コストの増加につながるため、含有量は５．０質量％以下とする。Ｍｏの含有量の上限は、１．０質量％が好ましいこともあり、０．５０質量％がより好ましいこともあり、０．４５質量％がさらに好ましいこともあり、０．４０質量％がよりさらに好ましいこともある。一方、Ｍｏの含有量の下限は、０質量％超であってよく、０．０１質量％が好ましく、０．０５質量％がより好ましく、０．１質量％がさらに好ましい。

（Ａｌ：０．０３質量％以下）
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸作用のある元素であるが、Ａｌはフェライト安定化元素であるため、過剰に含まれるとオーステナイトの安定性が低下し、熱間加工性や延性が低下する。更にＡｌ系介在物は加工性や鏡面キズの原因となる。よって、Ａｌの含有量の上限は０．０３質量％とし、０．０２質量％が好ましい。一方、Ａｌの含有量の下限は、０質量％超であってよく、０．００１質量％が好ましいこともあり、０．００５質量％がより好ましいこともある。

（Ｎｂ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下）
Ｎｂ（ニオブ）は、Ｃ、Ｃｒ及びＮと複合して添加することで非金属間化合物を形成し、熱処理によって結晶粒が粗大化することを抑制する。Ｎｂ添加量を増やすと非金属間化合物が安定である温度が高温側に移行し、より高温で熱処理を行っても微細組織を保つことができるようになる。しかしながら、Ｎｂは高価な元素であるため、コストの観点から過剰な添加を避ける必要がある。よってＮｂの含有量の範囲は０．０５質量％以上０．３０％質量以下とする。Ｎｂの含有量の下限は、０．０７質量％が好ましく、０．０９質量％がより好ましい。一方、Ｎｂの含有量の上限は、０．２０質量％が好ましく、０．１５質量％がより好ましい。

（Ｎ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下）
Ｎ（窒素）は、オーステナイト安定化、耐食性向上及び固溶強化に有効な元素である。加えて、Ｃ、Ｃｒ及びＮと複合して添加すること非金属間化合物を形成し、熱処理によって結晶粒が粗大化することを抑制する。Ｎ添加量を増やすと非金属間化合物が安定である温度が高温側に移行し、より高温で熱処理を行っても結晶粒が粗大化することを抑制する。しかしながら、Ｎ添加量を増やすと加工性等が低下する。よって、Ｎの含有量の範囲は０．１０質量％以上０．５０％以下とする。さらにＮ添加によるオーステナイト安定化の効果及び加工性への影響を考慮すると、Ｎの含有量の下限は、０．１５質量％が好ましく、０．２０質量％が好ましい。Ｎの含有量の上限は、０．３５質量％が好ましく、０．３０質量％がより好ましい。

（Ｆｅ及び不可避的不純物）
当該オーステナイト系ステンレス鋼を構成する成分組成の基本成分は上記のとおりであり、残部成分はＦｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、溶製時に不可避的に混入する不純物であり、鋼管の諸特性を害さない範囲で含有される。また、当該オーステナイト系ステンレス鋼の成分組成は、本発明の効果に悪影響を与えない範囲で、上記成分に加えて、さらに他の元素を含有していてもよい。

（式（１）について）
当該オーステナイト系ステンレス鋼の成分組成においては、下記式（１）をさらに満たすことが好ましい。
２００≦−２０９０［％Ｃ］＋１２．８［％Ｃｒ］＋３２０［％Ｎ］＋４２．３［％Ｎｂ］≦３００ ・・・ （１）
（式（１）中、［％Ｃ］、［％Ｃｒ］、［％Ｎ］及び［％Ｎｂ］は、それぞれの成分の含有量（質量％）を表す。）

本発明者らは、Ｃ、Ｃｒ、Ｎ及びＮｂの含有量を制御することで、Ｃ、Ｃｒ、Ｎ及びＮｂの化合物（Ｚ相）が熱処理前後で安定して存在し、熱処理前後で結晶粒径や析出物量を保ち、熱処理後も結晶粒微細化強化や析出強化を活用できることを見出した。すなわち、−２０９０［％Ｃ］＋１２．８［％Ｃｒ］＋３２０［％Ｎ］＋４２．３［％Ｎｂ］の値が２００以上３００以下となる成分組成とすることによって、Ｚ相固溶温度が１，１００℃以上となることが見出された。一方、例えば、自動車燃料噴射管に使用される鋼管は、一般的にＣｕろうなどを用いてろう付熱処理を行い部品に加工される。Ｃｕろうは融点が１０８２℃であることから、熱処理は１，０８０℃〜１，１５０℃程度で行われることが多い。従って、当該オーステナイト系ステンレス鋼の成分組成が上記式（１）を得る場合、上記温度範囲のろう付け熱処理を行っても、析出物による粒界ピン留め効果等を得ることができる。このように、上記式（１）を満たす場合、熱処理後の結晶粒粗大化を抑制し、結晶粒微細化による強度上昇や析出強化を活用することができる。また、上記式（１）を満たす場合、混粒を抑制することができるため、疲労破壊の起点となる弱点部分の形成を抑制することにも寄与される。

（式（２）について）
当該オーステナイト系ステンレス鋼の成分組成においては、下記式（２）をさらに満たすことが好ましい。
０．２０≦［％Ｃ］＋［％Ｎ］≦０．４０ ・・・ （２）
（式（２）中、［％Ｃ］及び［％Ｎ］は、それぞれの成分の含有量（質量％）を表す。）

Ｃ及びＮは固溶強化元素として有効に作用する。［％Ｃ］＋［％Ｎ］の値を０．２０以上とすることで、十分な固溶強化が生じ、耐力や引張強さなどを高めることができる。［％Ｃ］＋［％Ｎ］の下限は、０．２５が好ましい。一方で、［％Ｃ］＋［％Ｎ］の値を０．４０以下とすることで、十分な加工性を発揮することができ、冷間加工を行ったときに割れが発生する頻度が低減する。［％Ｃ］＋［％Ｎ］の上限は、０．３５が好ましい。

（結晶粒度）
当該オーステナイト系ステンレス鋼においては、オーステナイト結晶の結晶粒度番号の下限が７．０であり、８．０が好ましく、９．０がより好ましく、９．５がさらに好ましい。当該オーステナイト系ステンレス鋼においては、このように、特定の成分組成とすることに加えて、結晶粒度番号を上記下限以上とすることで、結晶粒微細化強化が図られ、強い強度を発現することができる。なお、通常、ステンレス鋼の強化には固溶元素として窒素や炭素を添加することが有効であるが、これらの元素を過剰に添加することでひずみ時効によって加工性が低下する。このため、当該オーステナイト系ステンレス鋼においては、窒素や炭素の含有量を抑えつつ、ステンレス鋼の高強度化を図るため結晶粒微細化強化を活用している。

一方、当該オーステナイト結晶の結晶粒度番号の上限は特に限定されないが、例えば１６．０であってよく、１４．０、１３．０、１２．０、１１．５又は１１．０であってもよい。また、上記結晶粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２０１３）に準拠して測定される値であり、具体的には、実施例に記載の方法により求められる値である。

なお、当該オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒度は、例えば、後述するように、冷間加工前後の熱処理温度などによって制御することができる。

（最大結晶粒径）
当該オーステナイト系ステンレス鋼においては、オーステナイト結晶の最大結晶粒径の上限は、例えば２００μｍ、１５０μｍ又は１００μｍであってもよいが、６０μｍであることが好ましく、５０μｍであることがより好ましく、４０μｍであることがさらに好ましく、３０μｍであることがよりさらに好ましい。当該オーステナイト系ステンレス鋼においては、上述のように結晶粒度番号が大きい、すなわち結晶粒径の平均が小さいことに加えて、最大結晶粒径を小さくすることで、熱処理後の結晶粒粗大化や混粒を抑制し、その結果、熱処理後の鋼の強度低下が抑制される。

一方、この最大結晶粒径の下限としては、例えば１μｍであり、５μｍであってよく、１０μｍであってもよい。また、この最大結晶粒径は、後述する実施例に記載の方法で測定した値とする。

なお、例えば、熱処理温度の際の温度を制御し、かつ上記式（１）を満たすような成分組成とすることなどによって、当該オーステナイト系ステンレス鋼の最大結晶粒径を６０μｍ以下とすることができる。

（表面粗さ）
当該オーステナイト系ステンレス鋼においては、最大高さＲｙの上限が１０μｍであることが好ましく、８μｍであることがより好ましく、６μｍであることがさらに好ましい。当該オーステナイト系ステンレス鋼の最大高さを上記上限以下とし、表面の平滑性を高めることで、耐食性や疲労強度等を高めることができる。すなわち、当該オーステナイト系ステンレス鋼の最大高さを上記上限以下とすることで、自動車用燃料噴射管などに用いた場合の長寿命化を図ることなどができる。

一方、上記最大高さＲｙの下限としては特に限定されないが、例えば０．５μｍであり、１μｍ又は２μｍであってもよい。また、上記最大高さＲｙは、ＪＩＳ Ｂ０６０１（１９９４）に準拠して測定される値をいう。なお、当該オーステナイト系ステンレス鋼が鋼管である場合、上記最大高さＲｙは、外面の測定値とすることができる。

なお、当該オーステナイト系ステンレス鋼における表面粗さ（最大高さＲｙ）は、後述するように最終工程として光輝焼鈍を行ったり、その他、鏡面加工を施すことなどで小さくすることができる。

（形状、用途等）
当該オーステナイト系ステンレス鋼の形状としては、特に限定されず、板状、棒状、管状等であってよいが、管状であることが好ましい。すなわち、当該オーステナイト系ステンレス鋼は、鋼管として好適に用いられる。鋼管としては、シームレス鋼管、電縫鋼管、ＵＯＥ鋼管やスパイラル鋼管等のアーク溶接鋼管、鍛接鋼管等が挙げられる。好ましくはシームレス鋼管である。

当該オーステナイト系ステンレス鋼は、強度が高く、各種用途に適用することができるが、中でも、自動車燃料噴射管に好適に用いることができる。特に、上述のように、当該オーステナイト系ステンレス鋼は、ろう付け熱処理後の変形を抑制でき、また、組成の調整などによって、熱処理後も強度の高い結晶組織を保つようにすることができる。このため、当該オーステナイト系ステンレス鋼は、ろう付け熱処理を行う自動車燃料噴射管の材料として好適である。

［オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法］
オーステナイト系ステンレス鋼は、以下の方法により好適に得ることができる。すなわち、本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、
鋼材に対して、一回の加工率が２０％以上である冷間加工を行う工程（１）と、
上記工程（１）の前後に設けられ、上記鋼材に対して熱処理を行う工程（２）と
を備える。

（冷間加工工程（１））
上記工程（１）においては、上記成分組成を有する鋼材に対して、一回の加工率が２０％以上の冷間加工を行う。上記冷間加工としては、冷間圧延加工、冷間抽伸加工等が挙げられ、最終製品の形状等に応じて選択される。例えば、鋼管を得る場合は、冷間抽伸加工が好適に採用される。

冷間加工では、中央部より表層近傍にひずみが入りやすい。加工率が２０％未満の場合は中央部に十分なひずみを導入することができず、中央部の結晶粒を微細にすることが困難である。よって、冷間加工による加工率は２０％以上であり、２５％以上が好ましい。一方、当該オーステナイト系ステンレス鋼の均一伸びを考慮して一度の加工率の上限は、５０％が好ましく、４０％がより好ましい。

（熱処理工程（２））
上記冷間加工工程（１）の前後において、上記工程２としては、上記鋼材に対して熱処理を行う。この熱処理工程（２）における熱処理温度Ｔ（℃）は、冷間加工工程（１）の前後の熱処理共に、下記式（３）を満たすとよい。これにより、熱処理による結晶粒の粗大化を抑制することができ、得られるオーステナイト系ステンレス鋼の強度を高めることができる。
１，０００≦Ｔ≦−２０９０［％Ｃ］＋１２．８［％Ｃｒ］＋３２０［％Ｎ］＋４２．３［％Ｎｂ］＋９００ ・・・ （３）
（式（３）中、［％Ｃ］、［％Ｃｒ］、［％Ｎ］及び［％Ｎｂ］は、それぞれの成分の含有量（質量％）を表す。）

なお、この製造方法を採用する場合、オーステナイト系ステンレス鋼における成分組成において、−２０９０［％Ｃ］＋１２．８［％Ｃｒ］＋３２０［％Ｎ］＋４２．３［％Ｎｂ］の値は、１００以上である。

また、上記熱処理工程（２）における熱処理温度Ｔ（℃）は、冷間加工工程（１）の前後の熱処理共に、１，０００℃以上１，２００℃以下であることも好ましい。これにより、熱処理による結晶粒の粗大化を抑制することができ、得られるオーステナイト系ステンレス鋼の強度を高めることができる。なお、上記熱処理温度Ｔの上限は、１，１５０℃が好ましく、１，１３０℃がより好ましい。

上記熱処理工程（２）における熱処理方法は特に限定されず、公知の方法を用いることができる。但し、冷間加工工程（１）後に行う熱処理が、光輝焼鈍であることが好ましい。なお、この冷間加工工程（１）後に行う熱処理が、最終の熱処理工程であることが好ましい。光輝焼鈍は、還元性雰囲気で行う熱処理であり、ステンレス鋼の表面を酸化させることなく熱処理を行うことができる。それによって、熱処理後の酸洗い工程が省略でき、平滑性の高い、すなわち耐食性等に優れるステンレス鋼を得ることができる。

当該製造方法において、上記冷間加工工程（１）及び熱処理工程（２）以外の工程は、公知の方法を採用することができる。

［その他の実施形態］
本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、上記態様の他、種々の変更、改良を施した態様で実施することができる。例えば、当該オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法においては、最終熱処理工程を大気焼鈍で行い、酸洗いした後、表面を鏡面加工して平滑性を高めてもよい。

以下、実施例によって本発明をさらに具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。

［実施例１〜７、比較例１〜３］鋼板（板材）の作製
真空誘導溶解炉（ＶＩＦ）を用いて、表１に記載の成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）の２０ｋｇの円柱状インゴットを作製した。インゴットを１，２５０℃以上で２４ｈｒ熱処理し、１，２００℃〜１，０００℃の温度域で熱間鍛造を行い、Ｗ６０ｍｍ×Ｌ２５０ｍｍ×ｔ１７ｍｍの板材を作製した。この板材に対して、表１に記載の冷間加工前熱処理温度（Ｔｃ）で熱処理を行った。次いで、この板材に対して、加工率３０％で冷間圧延加工を行った。その後、最終熱処理として、光輝焼鈍炉を用いて表１に記載の冷間加工後熱処理温度（Ｔｆ）で熱処理を行い、実施例１〜７、及び比較例１〜３の供試材を得た。なお、実施例１〜７及び比較例１〜２は、オーステナイト系ステンレス鋼であり、比較例３は、二相ステンレス鋼である。

［実施例８］鋼管の作製
真空誘導溶解炉（ＶＩＦ）を用いて、表１に記載の成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）の１５０ｋｇの円柱状インゴットを作製した。インゴットを１，２５０℃以上で２４ｈｒ熱処理し、１，２００℃〜１，０００℃の温度域で熱間鍛造を行い、φ１５０ｍｍのブルームを作製した。このブルームからφ１４６ｍｍ×３３０ｍｍのビレットを作製し、ユジーン・セジュルネ式熱間押出法により鋼管を得た。鋼管に複数回の熱処理と冷間加工を施した後、この鋼管に対して、表１に記載の冷間加工前熱処理温度（Ｔｃ）で熱処理を行った。次いで、この鋼管に対して、加工率３５％で冷間加工により成形した。その後、最終熱処理として、光輝焼鈍炉を用いて表１に記載の冷間加工後熱処理温度（Ｔｆ）で熱処理を行い、実施例８の供試材（オーステナイト系ステンレス鋼）を得た。

（結晶粒度番号）
実施例１〜７及び比較例１〜３で得られた各供試材（板材）から１ｃｍ×１ｃｍ×１．２ｃｍの試料を切り出し、幅×厚さの断面が見えるように樹脂埋めを行い、表面が鏡面になるまで研磨し、６５％硝酸電解エッチングにて組織を現出させた。また、実施例８で得られた供試材（鋼管）から、長さ方向に垂直な面が見えるよう試料を切り出し、幅×厚さの断面が見えるように樹脂埋めを行い、表面が鏡面になるまで研磨し、６５％硝酸電解エッチングにて組織を現出させた。組織の観察は光学顕微鏡で４００倍で観察し、５視野で結晶粒度番号を測定し、中央値を結晶粒度番号とした。測定結果を表１に示す。なお、表中の「−」は、測定を行っていないことを示す。

（最大結晶粒径）
上記結晶粒度番号を測定した５視野において観測される最も大きい結晶粒の短径と長径との平均値を最大結晶粒径とした。測定結果を表１に示す。なお、表中の「−」は、測定を行っていないことを示す。

（最大高さＲｙ）
ＪＩＳ Ｂ０６０１（１９９４）に準拠して最大高さＲｙを求めた。粗度計を用い、軸方向に３ｍｍ測定した。なお、実施例８の供試材（鋼管）については、外面を長さ方向に３ｍｍ測定した。測定結果を表１に示す。

［評価］
（引張試験：０．２％耐力及び引張強さ）
実施例１〜７及び比較例１〜３の各供試材（板材）から平行部がφ４×Ｌ１５の引張試験片を作製し引張試験に供した。また、実施例８（鋼管）については、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した１１号試験片を作製し、引張試験に供した。引張試験は初期ひずみ速度２．０×１０^−３ｓ^−１で等速で試料を引っ張った。０．２％耐力及び引張強さを測定した。０．２％耐力については、４００ＭＰａ以上をＡ、３７０ＭＰａ以上４００ＭＰａ未満をＢ、３７０ＭＰａ未満をＣと評価した。引張強さについては、８００ＭＰａ以上をＡ、７１０ＭＰａ以上８００ＭＰａ未満をＢ、７１０ＭＰａ未満をＣと評価した。結果を表２に示す。

（熱処理後反り量）
供試材を用いてワイヤーカットにて長さ２００ｍｍ×厚さ２．０ｍｍの板材を作製し、両端から５０ｍｍ位置の２点で支えた状態で１１００℃×５ｍｉｎ、空冷の条件で熱処理を行った。熱処理後の板材の反り量測定は画像データを用いて板材両端を結んだ線から引いた垂線の長さが最大となった時の長さを熱処理による反り量とした。反り量が０．１ｍｍ以下のものをＡ、０．１ｍｍを超え、１ｍｍ以下のものをＢ、１ｍｍを超えるものをＣと評価した。測定結果を表２に示す。

（１１００℃×５ｍｉｎ熱処理後の結晶組織）
供試材に対して、１，１００℃×５ｍｉｎ水冷の条件で熱処理を行った。次いで、実施例１〜７及び比較例１〜３の各供試材（板材）については、幅×厚さ断面が見えるように切断後、樹脂埋めを行い、表面が鏡面になるまで研磨し、６５％硝酸電解エッチングにて組織を現出させた。実施例８の供試材（鋼管）については、長さ方向に垂直な面が見えるように切断後、樹脂埋めを行い、表面が鏡面になるまで研磨し、６５％硝酸電解エッチングにて組織を現出させた。組織の観察は光学顕微鏡で４００倍で観察し、５視野で結晶粒度番号を測定し、中央値を結晶粒度番号とした。この粒度番号が９．０以上のものを熱処理後も結晶粒の粗大化が抑制されているとしてＡ、９．０未満のものをＢと評価した。結果を表２に示す。なお、表中の「−」は、測定を行っていないことを示す。

また、混粒の有無の評価として、結晶粒度番号が２以上異なる結晶粒が１視野の５％以下である場合をＡ、結晶粒度番号が２以上異なる結晶粒が１視野の５％超２０％以下である場合をＢ、結晶粒度番号が２以上異なる結晶粒が１視野内の２０％超を占める場合をＣと評価した。結果を表２に示す。なお、表中の「−」は、測定を行っていないことを示す。

表２に示されるように、実施例１〜８は、いずれも０．２％耐力及び引張強さの評価がＡ又はＢであり、高い強度を有し、かつ熱処理後反り量がＡであり、熱処理後の形状保持性が良好であることがわかる。また、実施例の中でも、Ｘ（＝−２０９０［％Ｃ］＋１２．８［％Ｃｒ］＋３２０［％Ｎ］＋４２．３［％Ｎｂ］）が２００以上３００以下であり、最大結晶粒径が６０μｍ以下である実施例１〜５及び８は、１１００℃×５ｍｉｎ熱処理後の結晶組織の評価において、結晶粒度番号の評価がＡ、混粒の評価がＡ又はＢである。このことから、実施例１〜５及び８は、熱処理後の結晶粒の粗大化が抑制されていることがわかる。すなわち、実施例１〜５及び８においては、強度が強いことに加え、熱処理後もその強度の高さが持続されると言える。さらに、実施例１〜５及び８の中でも、Ｙ（＝［％Ｃ］＋［％Ｎ］）が０．２０以上０．４０以下である実施例１〜４及び８は、０．２％耐力及び引張強さの評価がＡであり、強度が特に高いことがわかる。

なお、比較例３は、最終熱処理を光輝焼鈍で行っているにも拘わらず、Ｒｙが１０μｍを超えている。これは、比較例８はオーステナイト単相の組織ではなく、α／γ二相ステンレス鋼になっており、α相とγ相とはそれぞれ強度や変形挙動が異なることから、Ｒｙが大きくなったものと考えられる。

本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、自動車燃料噴射管などに好適に用いることができる。

Claims (10)

1. 成分組成が、
   Ｃ：０．１２質量％以下、
   Ｓｉ：０．１質量％以上１．０質量％以下、
   Ｍｎ：０．１質量％以上３．０質量％以下、
   Ｐ：０．０５質量％以下、
   Ｓ：０．０１質量％以下、
   Ｃｒ：１３．０質量％以上２２．０質量％以下、
   Ｎｉ：４．０質量％以上１２．０質量％以下、
   Ｃｕ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下、
   Ｍｏ：５．０質量％以下、
   Ａｌ：０．０３質量％以下、
   Ｎｂ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、及び
   Ｎ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下
   を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
   結晶粒度番号が７．０以上であるオーステナイト系ステンレス鋼。
2. 上記成分組成において、下記式（１）をさらに満たす請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
   ２００≦−２０９０［％Ｃ］＋１２．８［％Ｃｒ］＋３２０［％Ｎ］＋４２．３［％Ｎｂ］≦３００ ・・・ （１）
   （式（１）中、［％Ｃ］、［％Ｃｒ］、［％Ｎ］及び［％Ｎｂ］は、それぞれの成分の含有量（質量％）を表す。）
3. 最大結晶粒径が６０μｍ以下である請求項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。
4. 上記成分組成において、下記式（２）をさらに満たす請求項１、請求項２又は請求項３に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
   ０．２０≦［％Ｃ］＋［％Ｎ］≦０．４０ ・・・ （２）
   （式（２）中、［％Ｃ］及び［％Ｎ］は、それぞれの成分の含有量（質量％）を表す。）
5. 最大高さＲｙが、１０μｍ以下である請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
6. シームレス鋼管である請求項１から請求項５のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
7. 自動車燃料噴射管に用いられる請求項１から請求項６のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
8. 鋼材に対して、一回の加工率が２０％以上である冷間加工を行う工程と、
   上記冷間加工工程の前後に設けられ、上記鋼材に対して熱処理を行う工程と
   を備え、
   上記熱処理工程における熱処理温度Ｔ（℃）が下記式（３）を満たす請求項１から請求項７のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
   １，０００≦Ｔ≦−２０９０［％Ｃ］＋１２．８［％Ｃｒ］＋３２０［％Ｎ］＋４２．３［％Ｎｂ］＋９００ ・・・ （３）
   （式（３）中、［％Ｃ］、［％Ｃｒ］、［％Ｎ］及び［％Ｎｂ］は、上記鋼材におけるそれぞれの成分の含有量（質量％）を表す。）
9. 鋼材に対して、一回の加工率が２０％以上である冷間加工を行う工程と、
   上記冷間加工工程の前後に設けられ、上記鋼材に対して熱処理を行う工程と
   を備え、
   上記熱処理工程における熱処理温度Ｔ（℃）が１，０００℃以上１，２００℃以下である請求項１から請求項７のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
10. 上記冷間加工工程後の最終の熱処理工程が、光輝焼鈍である請求項８又は請求項９に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。