TWI612148B - 沃斯田鐵系不鏽鋼 - Google Patents

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Abstract

本發明的沃斯田鐵系不鏽鋼，其化學組成分以質量%計，C：0.01~0.15%、Si：2.0%以下、Mn：3.0%以下、Cr：10.0~20.0%、Ni：5.0~13.0%、N：0.01~0.30%、Nb：0~0.5%、Ti：0~0.5%、V：0~0.5%、其餘部分是Fe以及雜質，平均結晶粒徑為10μm以下，沃斯田鐵相的平均晶格常數dAve.(={dγ(111)×Iγ(111)+dγ(200)×Iγ(200)+dγ(220)×Iγ(220)+dγ(311)×Iγ(311)}/{Iγ(111)+Iγ(200)+Iγ(220)+Iγ(311)})之在表面部與中心部的差值為0.010Å以上，而且繞射峰值積分強度比r(=100×ΣIγ/ΣIALL)之在表面的數值為95%以上。

Description

沃斯田鐵系不鏽鋼
本發明是關於沃斯田鐵系不鏽鋼。
近年來，以環境問題為背景，為了要抑制溫室效果氣體的排出，乃著眼於氫氣的利用。為了實現這個目的，除了將氫氣轉換成能源的燃料電池之外，也必須有一種金屬材料，係可適用於：用來輸送氫氣的船舶、配管、拖車、儲藏氫氣的儲槽、對用戶提供氫氣的氫氣加氣站等的構造部材。
原本，氫氣是被當作壓力為40MPa程度的高壓氣體來使用，但是因為氫氣會侵入到金屬組織中，導致金屬材料脆化而造成安全上的重大問題。但就另一方面而言，基於更有效率的活用之考量，希望能夠更加地提昇氫氣的壓力來使用。此外，例如：燃料電池汽車，必須將系統以及燃料槽予以小型化暨輕量化，金屬材料也必須具有更高的強度。亦即，被使用於與氫氣相關的金屬材料，係處於：更加被擔心其脆化問題的狀況。
以往，被使用於與氫氣相關的金屬材料，係 適用SUS304、SUS316(JIS G 4315)等的沃斯田鐵系不鏽鋼。SUS304是屬於：準穩定沃斯田鐵系不鏽鋼，藉由對其進行可變化成硬質的麻田散鐵相之加工誘發變態，一般而言，係在強度與伸長率之兩者的平衡性上很優異。但是，如果產生麻田散鐵相的話，氫氣的侵入變得容易，係有脆化更趨明顯(感受性很高)的問題。就另一方面而言，SUS316是具有高沃斯田鐵穩定性，雖然其氫脆化的感受性較低，但是，卻存在著：能夠獲得的強度值偏低之問題。此外，必須含有多量的作為沃斯田鐵穩定化元素之被歸類為稀少金屬元素之高價的Ni，這也是其問題。
因此，已經有人提出多種以在氫氣環境下的使用作為前提的沃斯田鐵系不鏽鋼的技術方案。例如：專利文獻1以及2係揭示出將前述的不鏽鋼加以改良的材料。又，專利文獻3以及4所揭示的材料，係含有Mn來取代高價且稀少的金屬元素之Ni來當作沃斯田鐵穩定化元素。此外，專利文獻5以及6所揭示的材料，係以抑制氫氣的侵入為目的，而對於不鏽鋼的特徵也就是表面皮膜加以改質的材料。而專利文獻7~9所揭示的材料，則是提高了表面氮濃度後的材料。
〔先前技術文獻〕 〔專利文獻〕
[專利文獻1]日本特開2009-133001號公報
[專利文獻2]日本特開2014-114471號公報
[專利文獻3]日本特開2007-126688號公報
[專利文獻4]國際公開第2007/052773號
[專利文獻5]日本特開2009-299174號公報
[專利文獻6]日本特開2014-109059號公報
[專利文獻7]日本特開2007-270350號公報
[專利文獻8]日本特開2006-70313號公報
[專利文獻9]日本特開2007-31777號公報
但是，專利文獻1~6所揭示的發明，都不是讓輥軋鋼板吸收氮來提高前述輥軋鋼板中的氮固溶量，藉此來抑制該輥軋鋼板的氫脆化的發明。專利文獻7以及8所開示的方法，係將沃斯田鐵系不鏽鋼在氮氣的氣相氛圍中實施退火，以使得沃斯田鐵系不鏽鋼的表層領域的氮濃度高於中心領域的氮濃度。又，專利文獻9所揭示的方法，是在退火後實施加工，然後，才進行氮化處理。但是，專利文獻7~9所揭示的製造方法，因為在氮氣的氣相氛圍中的退火前，並不具有：預先將金屬組織予以細微化來更促進氮吸收的工序，因此，其所製造的鋼板，係存有：表層領域的沃斯田鐵穩定度不夠高的問題。
本發明之目的係提供：在氫氣環境下的使用時不會引起脆化，強度與伸長率之兩者的平衡性優異之廉價的SUS304系的準穩定沃斯田鐵系不鏽鋼。
本發明係為了解決上述課題而開發完成的，係以下列的沃斯田鐵系不鏽鋼作為本發明的要旨。
(1)一種沃斯田鐵系不鏽鋼，其化學組成分，以質量%計，C：0.01~0.15%、Si：2.0%以下、Mn：3.0%以下、Cr：10.0~20.0%、Ni：5.0~13.0%、N：0.01~0.30%、Nb：0~0.5%、Ti：0~0.5%、V：0~0.5%、其餘部分是Fe以及雜質，平均結晶粒徑是10.0μm以下，由下列數式(i)所定義的沃斯田鐵相的平均晶格常數dAve.之在表面部的數值與在中心部的數值的差值為0.010Å以上，且由下列數式(ii)所定義的繞射峰值積分強度比r之在表面的數值為95%以上。
dAve.={dγ(111)×Iγ(111)+dγ(200)×Iγ(200)+dγ(220)×Iγ(220)+dγ(311)×Iγ(311)}/{Iγ(111)+Iγ(200)+Iγ(220)+Iγ(311)}‧‧‧數式(i)
dγ(hkl)為從沃斯田鐵相的(hkl)面的X射線繞射峰值的布拉格角度所計算出來的晶格常數(Å)
Iγ(hkl)為沃斯田鐵相之(hkl)面的X射線繞射峰值的積分強度(cps‧deg)
r=100×ΣIγ/ΣIALL‧‧‧數式(ii)
ΣIγ為所有的沃斯田鐵相之X射線繞射峰值的積分強度總和(cps‧deg)
ΣIALL為所有的X射線繞射峰值的積分強度總和(cps‧deg)
(2)一種如上述(1)所述的沃斯田鐵系不鏽鋼，其中，由上述數式(i)所定義的沃斯田鐵相之平均晶格常數dAve.之在表面部的數值與在中心部的數值的差值為0.030Å以上。
(3)一種如上述(1)或(2)所述的沃斯田鐵系不鏽鋼，其中，前述化學組成分，以質量%計，含有從Nb：0.01~0.5%、Ti：0.01~0.5%、以及V：0.01~0.5%、之中所選出的一種以上。
根據本發明，係能夠以工業規模穩定地供給：在氫氣環境下的使用時不會引起脆化，強度與伸長率 之兩者的平衡性優異之廉價的SUS304系的準穩定沃斯田鐵系不鏽鋼。
本發明人等，為了解決前述的技術課題，乃針對於：會對於準穩定沃斯田鐵系不鏽鋼的沃斯田鐵相的穩定性造成影響的主要原因，進行了檢討。
其結果確認出：藉由使結晶粒細微化，並且使氮固溶在沃斯田鐵相內的話，可將沃斯田鐵相穩定化。此外，藉由使結晶粒細微化，利用比較低溫的熱處理可促進氮吸收。並且得知：藉由將結晶粒細微化以及結晶粒細微化所導致的促進氮吸收的作用結合在一起的話，能夠發揮顯著的效果。
亦即，找到了一種創見，就是：藉由結晶粒細微化以及促進氮吸收的話，能夠以工業規模穩定地供給：在氫氣環境下的使用時不會引起脆化，強度與伸長率之兩者的平衡性優異之沃斯田鐵系不鏽鋼。
此外，也得知：對於輥軋後的鋼板，在進行結晶粒的細微化工序之前，施予會變態成麻田散鐵相的加工的話，可促進結晶粒的細微化而能夠穩定地獲得優異的特性。
本發明是基於上述的創見而開發完成的。以下，將詳細說明本發明的各種要件。
(A)化學組成分
各元素的限定理由係如下所述。再者，在以下的說明中，針對於含量所標示的「%」係指：「質量%」之意。
C：0.01~0.15%
C是與後述的N同樣地，是強力的沃斯田鐵穩定化元素(以下，有時候係將「沃斯田鐵」簡稱為“γ”)，是藉由固溶到γ相組織內，而將γ相組織予以強化的侵入型固溶強化元素。但是，如果過度含有的話，將會在以使結晶粒細微化為目的之熱處理中，導致大量的碳化物的析出，因而無法獲得所需的沃斯田鐵相的穩定性以及強度。因此，將C含量設定為0.01~0.15%。C含量較佳為0.02%以上且0.13%以下。
Si：2.0%以下
Si是在熔製鋼材時具有脫氧劑的功能的元素，而且也是肥粒鐵穩定化元素。但是，過度含有的話，將會生成粗大的夾雜物，不僅導致加工性變差，也使沃斯田鐵相變得不穩定。因此，將Si含量設定為2.0%以下。Si含量是在0.9%以下更好。下限雖然並未特別制定，但是為了獲得上述的脫氧效果，Si含量是在0.05%以上為宜。
Mn：3.0%以下
Mn是比較廉價且有效的γ相穩定化合金元素。但 是，過度含有的話，將會生成粗大夾雜物而導致加工性惡化。因此，將Mn含量設定在3.0%以下。Mn含量在2.6%以下更好。下限雖然並未特別制定，但是為了獲得上述效果，Mn含量是在0.1%以上為宜。
Cr：10.0~20.0%
Cr是不鏽鋼的基本元素，是用來獲得有效的耐腐蝕性的元素。但是，Cr也是肥粒鐵穩定化元素，過度含有的話，會使γ相變得不穩定，而且與C以及N形成化合物的可能性變高。因此，將Cr含量設定在10.0~20.0%。Cr含量較佳為10.5%以上，而且是19.4%以下。
Ni：5.0~13.0%
Ni是最強力的γ相穩定化元素之一，與C以及N都是使γ相降溫至室溫為止都還能夠穩定化存在的必要元素。但是，如前所述，是高價且稀少的合金元素，最好是極力地減少，所以將其上限設定為與SUS304系的準穩定沃斯田鐵系不鏽鋼同等的含量。因此，係將Ni含量設定為5.0~13.0%。Ni含量在5.4%以上更好，在6.0%以上更優。又，Ni含量在10.0%以下為宜，在9.0%以下更優。
N：0.01~0.30%
N是最強力的γ相穩定化元素之一，而且是侵入型有效的固溶強化元素。但是，過度含有的話，將導致氮化物 的析出，無法獲得必要的強度以及γ相的穩定性。因此，將N含量設定在0.01~0.30%。N含量在0.02%以上為宜，在0.28%以下更好。此外，本發明鋼的情況，N含量的分布狀況，是在不鏽鋼的表面含量較高而朝向中心部逐漸地減少，但是，此處所稱的N含量是指：以整體厚度中的平均值。
Nb：0~0.5%
Ti：0~0.5%
V：0~0.5%
Nb、Ti以及V都是會與C以及N相結合來形成：可藉由釘札效果而抑制結晶粒成長的化合物之元素。因此，為了獲得這種效果，亦可配合需求而含有從這些元素中選出一種以上。但是，其中的任何一種元素含量若超過0.5%的話，將會生成粗大的化合物，而且導致γ相的形成趨於不穩定之可能性變高，加工性變差，並且粗大化合物將成為破壞的起點。因此，針對這些元素，各個元素的含量分別設定為Nb：0.5%以下、Ti：0.5%以下、V：0.5%以下。各個元素的含量為Nb：0.4%以下、Ti：0.4%以下、V：0.4%以下更好。為了獲得上述效果，最好是從Nb：0.01%以上、Ti：0.01%以上、V：0.01%以上的條件之中選出一種以上來含有。
(B)金屬組織
在本發明的鋼中，係將平均結晶粒徑選定在10.0μm以下。這是為了要利用結晶粒細微化來提昇鋼的熱力學γ相的穩定性，以及謀求改善強度與伸長率之兩者的平衡性。平均結晶粒徑在5.0μm以下為宜，在3.0μm以下更好。
此外，本發明的鋼，在實施X射線繞射中，由下列數式(i)所定義的沃斯田鐵相的平均晶格常數dAve.之在表面部的數值與在中心部的數值之差值是在0.010Å以上。
dAve.={dγ(111)×Iγ(111)+dγ(200)×Iγ(200)+dγ(220)×Iγ(220)+dγ(311)×Iγ(311)}/{Iγ(111)+Iγ(200)+Iγ(220)+Iγ(311)}‧‧‧數式(i)
dγ(hkl)為從沃斯田鐵相的(hkl)面之X射線繞射峰值的布拉格角度計算出來的晶格常數(Å)
Iγ(hkl)為沃斯田鐵相的(hkl)面之X射線繞射峰值的積分強度(cps‧deg)
此外，前述表面部係指：從鋼的最外表面起算，至少包含一個以上的結晶粒之程度的深度領域，例如：可以設為從鋼的最外表面起算10μm以內的金屬組織。又，前述中心部係指：以板厚中央面當作對稱面時，從板厚中央面起算朝兩側，具有至少包含一個以上的結晶粒之程度的厚度部分，也就是，以板厚中央面當作對稱面時，存在於從板厚中央面起算之往兩側10μm以內的金屬組織。
如前所述，結晶粒細微化，係對於：讓氮固 溶於沃斯田鐵相來抑制氫脆化的作法上是極為有效，而且對於提高強度也有助益。為了獲得這種效果，必須限定前述平均晶格常數dAve.之在表面與在中心部的差值。沃斯田鐵相的平均晶格常數dAve.之在表面部的數值與在中心部的數值的差值是在0.015Å以上為宜，在0.020Å以上更好，在0.030Å以上更優。若將前述平均晶格常數的差值設定在0.030Å以上的話，可獲得特別顯著的效果，氫脆化幾乎完全受到抑制。
沃斯田鐵相的晶格常數，是因為前述C、N等之侵入型元素的固溶而變大。因此，在本發明中，必須限定：因為來自表面的氮吸收而成為最大值之在不鏽鋼表面部的晶格常數的數值；與最沒有受到影響的在中心部的數值之兩者的差值。此外，根據氮的固溶量N而產生的晶格常數d的變化，可以根據經驗法則，由下列數式計算出來。
d=3.5946+0.0348×N
前述平均晶格常數的差值若為0.010Å的話，氮固溶量，在鋼表面是較之中心部更高約0.29%。利用標準的Cu標靶之Kα射線來對於不鏽鋼進行測定的情況下，雖然是依照其輸出的大小而有所不同，但是X射線的侵入深度約為10μm。亦即，本發明所做的限定，係顯示出：在覆蓋不鏽鋼表面的結晶粒的N含量是高於中心部至少0.29%。
此外，前述平均晶格常數的差值若為0.030Å 以上的話，表面的氮固溶量是較之中心部更高約0.87%以上。亦即，如果素材中有0.13%的氮固溶於其中的話，表面的氮固溶量將會是1.0%以上。
此外，γ相的晶格常數雖然是從各繞射峰值計算出來，但係採用：與主要的(111)、(200)、(220)的峰值之積分強度比相應的平均值。
本發明的鋼，在X射線繞射中，由下列數式(ii)所定義的繞射峰值積分強度比r之在表面的數值為95%以上。
r=100×ΣIγ/ΣIALL‧‧‧數式(ii)
ΣIγ為所有的沃斯田鐵相的X射線繞射峰值之積分強度的總和(cps‧deg)
ΣIALL為所有的X射線繞射峰值之積分強度的總和(cps‧deg)
將不鏽鋼表面受到沃斯田鐵相所覆蓋的作法，是對於抑制氫脆化極為有效。為了要獲得該效果，乃做了上述的規定。繞射峰值積分強度比r之在表面的數值是98%以上為宜，是100%(沃斯田鐵單相組織)最好。
此外，為了抑制氫脆化，只要利用沃斯田鐵相將表面予以覆蓋即可，在鋼內部即使有麻田散鐵存在也無妨。藉由在鋼內部存在著麻田散鐵的話，係可提昇鋼的強度。亦即，表面以外的領域的r的數值，並未特別限定。
(C)製造方法
本發明的沃斯田鐵系不鏽鋼的製造方法，並未特別限制，係可採用下列的製造方法來製造。下列的製造方法是依序地進行例如：加工工序、熱處理工序以及氮吸收處理工序。以下將詳細說明各工序。
<加工工序>
首先，針對於輥軋鋼板等的鋼，實施了包含使其變態成麻田散鐵相在內的加工。藉由實施上述加工，可促進麻田散鐵變態，再藉由後述的熱處理之後，可以變成細粒而且整粒的組織，因而能夠獲得強度與伸長率之兩者的平衡性優異的鋼。這種加工工序中，在進行熱處理工序之前，必須使輥軋鋼板的組織充分地變態成麻田散鐵。理想的作法，係將輥軋鋼板的組織變態成100%的麻田散鐵相，但只要能夠達到以體積率計之含有95%以上的麻田散鐵相的金屬組織的話，就足夠了。
此外，這個加工工序是在室溫以下的溫度條件下來實施為宜，例如：是在30℃以下的溫度條件下來實施為宜。此外，雖然是依據不鏽鋼的組成成分的不同而異，但是在進行加工時的溫度，是設定在-30℃以下為佳，-50℃以下更好。
又，上述的加工係可舉出例如：對於前述輥軋鋼板進行冷軋。其他的加工亦可採用：在冷間(常溫或低溫)對於輥軋鋼板或者鋼片進行擠出成形加工，或者沖 孔加工等。為了使輥軋鋼板的組織達到95%以上的麻田散鐵相，亦可反覆實施前述的加工工序。例如：也可以是針對於已經有50%程度變態成麻田散鐵後的冷軋鋼板，實施冷間加工，使其充分地變態，或者針對於組織已經是95%以上的麻田散鐵相的鋼板更進一步地實施冷間加工。
<熱處理工序>
先藉由前述加工工序來使鋼板組織變態成麻田散鐵後，才進行熱處理工序，使其逆變態成沃斯田鐵母相。藉由這種熱處理工序，可使得沃斯田鐵相的結晶粒明顯地細微化而提昇沃斯田鐵相的穩定性，能夠強化鋼組織。但是，如果想要獲得強度與伸長率之兩者的平衡性優異的鋼，就必須藉由熱處理工序時的結晶粒的成長，以及隨著結晶粒的成長而形成的結晶粒整粒化。此時的結晶粒徑是設定在0.5μm以上為宜，1.0μm以上更好。此外，雖然是依據不鏽鋼的組成成分的不同而異，但是，為了要達成相同粒徑，是將熱處理溫度設定在700~1000℃以下為宜，設定在750~950℃更好。
<氮吸收處理工序>
在前述熱處理工序之後，除了要維持沃斯田鐵相的細微粒組織之外，也必須實施為了要使其吸收氮的加熱處理。為了要維持沃斯田鐵相，氮吸收處理工序時的加熱溫度，是設定在：進行前述逆變態以及粒成長的熱處理工序 時加熱溫度以下的溫度領域，因而能夠抑制在氮吸收處理工序時的粒成長為宜。具體而言，為了充分地抑制粒成長來維持細粒組織，乃將氮吸收處理工序時的加熱溫度設定在300~700℃為宜，設定在350~650℃更好。如果是以超過700℃的溫度來實施的話，引起粒成長的可能性變高，因此並不合宜。
此外，氮吸收處理工序是在至少含有：硫化氫、氟化氫之類的以除去不鏽鋼的氧化膜為目的之氣體；以及氮、氨氣之類的可成為氮來源的氣體之混合氣相氛圍中，藉由進行加熱來實施。這種氮吸收處理工序，係先將妨礙吸收之表面氧化膜除去之後，再藉由供給氮而實施的。如此一來，可將沃斯田鐵相的平均晶格常數dAve.之在表面與在中心部的差值控制在0.010Å以上，而能夠抑制氫脆化。
以下，將佐以實施例來更具體地說明本發明，但本發明並不侷限於這些實施例。
〔實施例〕
將測試用鋼的組成分顯示於表1。測試用鋼係成分調整後的實驗室規模的小型鑄塊。使用實驗室規模的設備，在1100℃溫度條件下進行熱軋，使板厚度降到4mm為止，進行1100℃×30分鐘的退火之後，進行冷軋使板厚度降到1mm為止。此外，使板厚度降到1mm為止的冷軋工序，其目的是要促進因實施加工而引發的麻田散鐵 變態，係針對於表2所示的一部分的試驗材，先將其在液體氮中保持5分鐘之後才實施該冷軋工序。該冷軋工序是分開成幾次來實施的，而每一次，都先在液體氮中保持5分鐘之後，才實施冷軋。
Figure TWI612148BD00001
Figure TWI612148BD00002
前述冷軋工序之後，為了使其由前述麻田散鐵相逆變態成沃斯田鐵母相，乃以表2所示的溫度進行保持3分鐘的熱處理，緊接著以表2所示的條件(氮吸收處理溫度以及氣相氛圍)實施氮吸收處理。最後，基於性能調整之目的，在室溫下，實施調質輥軋直到板厚度降為0.5mm為止。
在前述氮吸收處理工序中，在700℃以下的溫度進行加熱的情況下，加熱中的氣相氛圍係採用：75%氨氣(NH3)+25%硫化氫之混合氣體；而在以氮吸收處理溫度進行保持處理起迄冷卻為止之間的氣相氛圍，係採用100%氨氣。這些例子，是以氮吸收處理溫度保持了4小時。表2中是顯示「NH3+H2S」。此外，昇溫至氮吸收處理溫度為止的昇溫時間約30分鐘。
另一方面，在前述氮吸收處理工序中，氮吸收處理溫度若是超過700℃的情況下，是以前述溫度保持10分鐘。此外，若是以超過700℃的溫度來進行氮吸收處理工序的情況下，在表2中標示為「H2+N2+H2S」的例子中，昇溫到達500℃為止的期間的氣相氛圍是採用：「49%氫(H2)+50%氮(N2)+1%硫化氫(H2S)」的混合氣體；超過500℃至氮吸收處理溫度之間，進行保持，然後，進行冷卻到室溫為止的期間的氣相氛圍是採用：「50%氫+50%氮」的混合氣體。此外，在進行加熱時之到達500℃為止的時間大約只有1分鐘而已。
又，以超過700℃的溫度來進行氮吸收處理工 序的情況下，在表2中標示為「N2」的例子，係從昇溫起迄冷卻為止的氮吸收處理工序，全部都是採用100%氮氣的同一種氣相氛圍來實施的。
由該測試用鋼材中採取試驗片，進行測定了：調質輥軋前的結晶粒徑、在表面部以及在中心部的平均晶格常數(dAve.)、調質輥軋後之在表面的沃斯田鐵相的比率(r值)、以及拉伸特性。為了測定結晶粒徑，先將試驗片形成與輥軋方向保持平行的剖面，對該剖面進行研磨，利用既定的酸混合水溶液進行腐蝕之後，使用光學顯微鏡或者電子顯微鏡(SEM)對於該剖面的組織加以調查。然後，測定了具有代表性的部位之平均結晶粒徑。
在表面部以及在中心部的平均晶格常數(dAve.)、以及在表面部的沃斯田鐵相的比率(r值)，是使用X射線繞射裝置進行測定，利用前述的數式(i)以及數式(ii)計算出來的。此外，作為前述的表面部，是採取：存在於從試驗片的最外表面起迄10μm為止的金屬組織。此外，作為前述的中心部，是採取：存在於從板厚度中央面往兩側10μm以內的金屬組織。
關於拉伸特性，係從與輥軋方向保持平行的方向採取試驗片，並使用Instron公司製造的拉伸試驗機，測定了拉伸強度以及伸長率。測定是在室溫下實施的。關於氫脆化，是先在45MPa的氫氣中，保持了250℃×100小時之後，進行拉伸特性的測定，藉由伸長率的變化來進行判定。判定方法，是將保持後的伸長率的數值與 在氫氣中保持之前的數值(表2中的「室溫拉伸特性」之「伸長率(%)」)進行比較，如果是未達85%的話，就標示為×；如果是85%以上且未達95%的話，就標示為○；如果是95%以上的話，就標示為○○。
將這些結果也一併標示於表2中。
符合本發明的所有規定之試驗No.1~14，結晶粒徑為10.0μm以下，皆能夠達成拉伸強度為1200MPa以上，伸長率為12%以上，顯示出優異的強度與伸長率之兩者的平衡性。此外，除了結晶粒的細微化之外，藉由將在表面部與在中心部的dAve.的差值控制在0.010Å以上，可使得在表面的r值為95%以上，能夠充分地抑制氫脆化。
尤其是在表面與在中心的dAve.的差值為0.030Å以上的情況下，氫脆化的評比結果是○○，表現出具有顯著的抑制效果。尤其是可引發變態成麻田散鐵相的加工工序，是在室溫以下的低溫，具體而言，是在液態氮的溫度下來實施加工工序的試驗No.2以及11中，結晶粒更為細微化，在同一種測試用鋼中顯現出最佳的性能。
另一方面，試驗No.15~18，其鋼的組成分雖然符合本發明的規定，但是因為製造條件並不適切，無法完全符合本發明規定的所有要件，因此引起氫脆化。
具體而言，試驗No.15以及18，雖然顯現出比較優異的強度與伸長率之兩者的平衡性，但因為氮吸收處理的氣相氛圍不適切，在表面部與在中心部的dAve.的差值太小，因而在調質輥軋之後，在表面的r值落在規定範 圍之外，因此產生脆化。試驗No.16以及17是因為熱處理或者在氮吸收處理時的加熱溫度太高，結晶粒徑太大，調質輥軋後，表面的r值落在規定範圍外，因而引起脆化。
試驗No.19~28，鋼的組成分並未符合本發明的規定，因此即使是以適切的條件來進行製造的情況下，在結晶粒徑以及在表面部與在中心部的dAve.的差值的其中一方或兩者未能符合本發明的規定，在表面的r值也落在本發明的規定之外，因而引起氫脆化。此外，伸長率也只有10%以下，也無法達成優異的強度與伸長率之兩者的平衡性。
此外，試驗No.27以及28，是實施了兼具有：從麻田散鐵變成沃斯田鐵之逆變態、以及氮吸收作用的熱處理之例子。試驗No.27是因為熱處理的溫度太高，因此結晶粒徑明顯太大，調質輥軋後之在表面的r值落在規定範圍之外，引起脆化。而試驗No.28則因為熱處理溫度太低，前一工序的冷軋所形成的加工引發麻田散鐵相還殘留著，變回沃斯田鐵母相的逆變態不夠充分，調質輥軋後之在表面的r值落在規定範圍之外，引起脆化。
〔產業上的可利用性〕
如上所述，根據本發明，係能夠以工業規模穩定地供給：在氫氣環境下的使用時不會引起脆化，強度與伸長率之兩者的平衡性優異之廉價的SUS304系的準穩 定沃斯田鐵系不鏽鋼。

Claims (3)

  1. 一種沃斯田鐵系不鏽鋼，其化學組成分，以質量%計，含有C：0.01~0.15%、Si：2.0%以下、Mn：3.0%以下、Cr：10.0~20.0%、Ni：5.0~13.0%、N：0.01~0.30%、Nb：0~0.5%、Ti：0~0.5%、V：0~0.5%、其餘部分為Fe以及雜質，平均結晶粒徑為10.0μm以下，由下列數式(i)所定義的沃斯田鐵相的平均晶格常數dAve.之在表面部的數值與在中心部的數值的差值為0.010Å以上，而且由下列數式(ii)所定義的繞射峰值積分強度比r之在表面的數值為95%以上，dAve.={dγ(111)×Iγ(111)+dγ(200)×Iγ(200)+dγ(220)×Iγ(220)+dγ(311)×Iγ(311)}/{Iγ(111)+Iγ(200)+Iγ(220)+Iγ(311)}‧‧‧數式(i)dγ(hkl)為由沃斯田鐵相的(hkl)面的X射線繞射峰值的布拉格角度所計算出來的晶格常數(Å)Iγ(hkl)為沃斯田鐵相的(hkl)面的X射線繞射峰值 的積分強度(cps‧deg)r=100×ΣIγ/ΣIALL‧‧‧數式(ii)ΣIγ為全部的沃斯田鐵相的X射線繞射峰值的積分強度的總和(cps‧deg)ΣIALL為全部的X射線繞射峰值的積分強度的總和(cps‧deg)。
  2. 如請求項1所述的沃斯田鐵系不鏽鋼，其中，由上述數式(i)所定義的沃斯田鐵相的平均晶格常數dAve.之在表面部的數值與在中心部的數值的差值為0.030Å以上。
  3. 如請求項1或2所述的沃斯田鐵系不鏽鋼，其中，前述化學組成分，以質量%計，含有從Nb：0.01~0.5%、Ti：0.01~0.5%、以及V：0.01~0.5%、之中所選出的一種以上。
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