WO2020241851A1 - 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 PDF

Info

Publication number
WO2020241851A1
WO2020241851A1 PCT/JP2020/021422 JP2020021422W WO2020241851A1 WO 2020241851 A1 WO2020241851 A1 WO 2020241851A1 JP 2020021422 W JP2020021422 W JP 2020021422W WO 2020241851 A1 WO2020241851 A1 WO 2020241851A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
stainless steel
steel material
austenitic stainless
less
dislocation
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/021422
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
実早保 山村
潤 中村
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to EP20813509.5A priority Critical patent/EP3978635A4/en
Priority to JP2021522910A priority patent/JP7307366B2/ja
Priority to KR1020217043081A priority patent/KR102641260B1/ko
Priority to CN202080039027.5A priority patent/CN113924378B/zh
Priority to US17/595,174 priority patent/US20220213571A1/en
Publication of WO2020241851A1 publication Critical patent/WO2020241851A1/ja

Links

Images

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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires 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
    • 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

Definitions

  • This disclosure relates to austenitic stainless steel materials.
  • Patent Document 1 proposes austenitic stainless steel having excellent hydrogen brittleness resistance and high strength.
  • the austenite stainless steel disclosed in Patent Document 1 has a chemical composition of mass%, C: 0.10% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 3.0% or more and less than 7.0%, Cr. : 15 to 30%, Ni: 12.0% or more and less than 17.0%, Al: 0.10% or less, N: 0.10 to 0.50%, P: 0.050% or less, S: 0.
  • the hydrogen brittleness is enhanced by setting the Ni content to 12.0% or more. Further, by finely depositing the carbonitride, the deformation of the crystal grains is suppressed by the pinning effect, and the crystal grains are made finer. As a result, high tensile strength can be obtained.
  • Patent Document 1 contains a large amount of carbides such as V and Nb and alloying elements that form carbonitrides in order to utilize the pinning effect. Therefore, the manufacturing cost is high. There may be an austenitic stainless steel material having excellent hydrogen brittleness resistance and high strength by means other than the means disclosed in Patent Document 1.
  • An object of the present disclosure is to provide an austenitic stainless steel material having high tensile strength and excellent hydrogen brittleness resistance.
  • the austenitic stainless steel material according to the present disclosure is The chemical composition is mass%, C: 0.100% or less, Si: 1.00% or less, Mn: 5.00% or less, Cr: 15.00 to 22.00%, Ni: 10.00-21.00%, Mo: 1.20-4.50%, P: 0.050% or less, S: 0.050% or less, Al: 0.100% or less, N: 0.100% or less, Cu: 0 to 0.70% and The rest consists of Fe and impurities, The austenite grain size number according to ASTM E112 is 5.0 to less than 8.0.
  • the dislocation cell structure ratio is less than 50 to 80%, and the number density of precipitates having a major axis of 1.0 ⁇ m or more is 5.0 / 0.2 mm. It is 2 or less.
  • the austenitic stainless steel material according to the present disclosure has high tensile strength and excellent hydrogen brittleness resistance.
  • FIG. 1 is a diagram showing an example of a bright-field image (TEM image) of an observation field in which a dislocation cell structure is formed, obtained by observation with a transmission electron microscope in an austenitic stainless steel material having a chemical composition of the present embodiment. is there.
  • FIG. 2 is a diagram showing an example of a TEM image in which a dislocation cell structure is not formed in the austenitic stainless steel material having the chemical composition of the present embodiment.
  • FIG. 3 is a diagram showing an example of a TEM image in which a dislocation cell structure is not formed in the austenitic stainless steel material having the chemical composition of the present embodiment, which is different from FIG.
  • FIG. 4 is an image obtained by binarizing the bright field image of FIG.
  • FIG. 5 is a diagram extracted by drawing the extension of a low-density dislocation region (dislocation cell) having an area of 0.20 ⁇ m 2 or more based on the binarized image of FIG.
  • FIG. 6 is a schematic view for explaining a sampling position when the austenitic stainless steel material of the present embodiment is a steel pipe.
  • FIG. 7 is a schematic view for explaining a sampling position when the austenitic stainless steel material of the present embodiment is steel bar.
  • FIG. 8 is a schematic view for explaining a sampling position when the austenitic stainless steel material of the present embodiment is a steel plate.
  • FIG. 9 is a diagram showing a reflected electron image of a microstructure containing precipitates in an austenitic stainless steel material.
  • the present inventors have studied an austenitic stainless steel material having high tensile strength and excellent hydrogen brittleness resistance.
  • the inclusion of Cr, Ni and Mo is extremely effective in enhancing the hydrogen brittleness resistance. Therefore, the present inventors have investigated the chemical composition of an austenitic stainless steel material having excellent hydrogen brittleness resistance.
  • the chemical composition is C: 0.100% or less, Si: 1.00% or less, Mn: 5.00% or less, Cr: 15.00 to 22.00%, Ni: 10.
  • the present inventors further investigated the strength of the austenitic stainless steel material having the above chemical composition. As described in Patent Document 1, it is considered that the strength is increased by generating fine precipitates such as V precipitates and Nb precipitates and making the crystal grains finer by the pinning effect of the fine precipitates. However, these precipitates can be the starting point for hydrogen cracking when cold working is performed.
  • the present inventors did not adopt a method of increasing the strength by the pinning effect of the precipitate, but dared to study a method of increasing the strength by a method different from the pinning effect of the precipitate.
  • the present inventors have found for the first time that in the austenitic stainless steel material having the above-mentioned chemical composition, high strength can be obtained by forming a dislocation cell structure instead of utilizing the pinning effect of the precipitate. ..
  • FIG. 1 shows a field view (4.2 ⁇ m ⁇ 4) in which a dislocation cell structure was formed, which was obtained by observing the structure of an austenite-based stainless steel material having the above-mentioned chemical composition using a transmission electron microscope (TEM: Transmission Electron Microscope). It is a figure which shows the bright field image (hereinafter, referred to as a TEM image) of .2 ⁇ m).
  • 2 and 3 are views showing an example of a TEM image in which a dislocation cell structure is not formed in the austenitic stainless steel material having the above-mentioned chemical composition.
  • FIG. 1 corresponds to test number 1 of the examples described later.
  • FIG. 2 corresponds to test number 16.
  • FIG. 3 corresponds to test number 12.
  • FIGS. 1 to 3 are all austenitic stainless steel materials having the above-mentioned chemical composition.
  • short dislocations 105 are sparsely present, but dislocations 105 do not form cells.
  • FIG. 3 although a large number of dislocations 105 are present, the dislocations 105 do not form cells.
  • the state of dislocation is different from that in FIGS. 2 and 3.
  • a cell wall region 101 having a high dislocation density (a region having low brightness (black) in a TEM image) and a low density region surrounded by the cell wall region 101 and having a low dislocation density.
  • a dislocation region 102 (a region with high brightness in the TEM image).
  • the cell wall region 101 is formed in a mesh shape.
  • the low-density dislocation region 102 is surrounded by the cell wall region 101.
  • a structure in which a mesh-like cell wall region 101 and a low-density dislocation region 102 are present is referred to as a “dislocation cell structure”. More specifically, as will be described later, the cell wall region 101 and the low-density dislocation region 102 exist in a field of view of 4.2 ⁇ m ⁇ 4.2 ⁇ m in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material. In addition, when there are nine or more low-density dislocation regions 102 having an area of 20 ⁇ m 2 or more, the visual field is recognized as a visual field in which a “dislocation cell structure” is formed.
  • the present inventors set the austenite crystal grains to 5.0 or more with a crystal grain size number conforming to ASTM E112, and formed a dislocation cell structure to form a precipitate. It was found that high strength can be obtained without using the pinning effect of. More specifically, it was found that when the dislocation cell structure ratio defined by the following method is 50% or more, hydrogen brittleness resistance is excellent and high tensile strength can be obtained.
  • the dislocation cell structure ratio is defined by the following method.
  • any 30 visual fields having a size of 4.2 ⁇ m ⁇ 4.2 ⁇ m are selected.
  • a bright field image (TEM image) by a transmission electron microscope (TEM) is generated in each selected field of view.
  • TEM image a cell wall region 101 having a high dislocation density and a low density dislocation region 102 which is a region surrounded by the cell wall region 101 and has a low dislocation density are specified.
  • a field of view in which nine or more low-density dislocation regions 102 having an area of 0.20 ⁇ m 2 or more exist is a field of view in which a dislocation cell structure is formed. Recognize that there is.
  • the ratio of the number of fields in which dislocation cell structures are formed to all fields of view (30 fields of view) is defined as the dislocation cell structure ratio (%).
  • the dislocation cell structure ratio is specified by the following method.
  • Three samples are taken in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of austenitic stainless steel.
  • the test surface of each sample shall be a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • Wet polishing is performed until the thickness of each sample reaches 30 ⁇ m.
  • a thin film sample is prepared by performing electrolytic polishing on the sample using a mixed solution of perchloric acid (10 vol.%) And ethanol (90 vol.%).
  • Tissue observation using TEM is performed on the test surface of each thin film sample. Specifically, TEM observation is performed on the test surface of each sample in any 10 visual fields.
  • each field of view shall be a rectangle of 4.2 ⁇ m ⁇ 4.2 ⁇ m.
  • the accelerating voltage during TEM observation is 200 kV. Crystal grains that can be observed by the incident electron beam of ⁇ 110> are to be observed.
  • a bright field image (TEM image) is acquired in each field of view.
  • each field of view it is determined by the following method whether or not each field of view has a dislocation cell structure.
  • a method for determining the dislocation cell structure will be described using the bright field image (TEM image) shown in FIG. 1 as an example.
  • TEM image a bright field image
  • a histogram showing the frequency of pixel values (0 to 255) is generated, and the median value of the histogram is obtained.
  • the number of pixels in the bright field image of each field of view is not particularly limited, but is, for example, 100,000 pixels or more and 150,000 pixels or less.
  • the bright field image is binarized with the median as the threshold value.
  • FIG. 4 is an image obtained by binarizing the bright field image of FIG.
  • the black region is the region where the dislocation density is high. Therefore, the black region is recognized as the cell wall region 101.
  • the white region is a region where the dislocation density is low. Therefore, the white closed region surrounded by the cell wall region 101 is defined as the low-density dislocation region 102.
  • the extension of the white closed region (low density dislocation region 102) is defined, and the area of each low density dislocation region 102 is determined. Then, the low-density dislocation region 102 having an area of 0.20 ⁇ m 2 or more is recognized as a “dislocation cell”.
  • FIG. 5 is a diagram extracted by drawing the extension of the low-density dislocation region 102 (dislocation cell) having an area of 0.20 ⁇ m 2 or more based on the binarized image of FIG.
  • the areas of those low-density dislocation regions 102 are calculated as one low-density dislocation region 102.
  • the number of low-density dislocation regions 102 was determined by the same method for FIGS. 2 and 3 by the above method, the number of low-density dislocation regions 102 in FIG. 2 was two, and that in FIG. The number of low-density dislocation regions 102 is four.
  • the number of dislocation cells (low-density dislocation region 102 having an area of 0.20 ⁇ m 2 or more) in each visual field (4.2 ⁇ m ⁇ 4.2 ⁇ m) is determined. Then, when nine or more dislocation cells are present in each visual field, the visual field is recognized as the visual field in which the dislocation cell structure is formed. In each field of view, if there are three or more straight lines that intersect both of the two opposite sides (opposite sides) of the field of view (4.2 ⁇ m ⁇ 4.2 ⁇ m rectangular bright field image), the field of view has a planner structure. It is recognized as, and it is not recognized as a dislocation cell structure.
  • Dislocation cell structure ratio number of fields of view in which dislocation cell structure is formed / total number of fields of view x 100
  • the chemical composition is as described above and the dislocation cell structure based on the above definition is 50% or more, high strength can be obtained in the austenitic stainless steel material.
  • the reason is not clear, but the following reasons can be considered.
  • the dislocation cell structures in the cell wall region 101, which is a high-density dislocation region, dislocations are densely entangled with each other. Therefore, the dislocations constituting the cell wall region 101 are difficult to move and are fixed. As a result, it is considered that the strength of the austenitic stainless steel material is increased.
  • the content of each element in the chemical composition of the austenite-based stainless steel material is within the above range, the austenite crystal grain size number according to ASTM E112 is 5.0 or more, and the rearranged cell structure ratio is 50% or more.
  • the present inventors have such that the content of each element in the chemical composition is within the above range, the austenitic crystal particle size number according to ASTM E112 is 5.0 or more, and the dislocation cell structure ratio is 50% or more.
  • the relationship between coarse precipitates and hydrogen brittleness was investigated and investigated.
  • the austenitic stainless steel material of the present embodiment completed based on the above findings has the following constitution.
  • Austenitic stainless steel The chemical composition is mass%, C: 0.100% or less, Si: 1.00% or less, Mn: 5.00% or less, Cr: 15.00 to 22.00%, Ni: 10.00-21.00%, Mo: 1.20-4.50%, P: 0.050% or less, S: 0.050% or less, Al: 0.100% or less, N: 0.100% or less, Cu: 0 to 0.70% and The rest consists of Fe and impurities, The austenite grain size number according to ASTM E112 is 5.0 to less than 8.0.
  • the dislocation cell structure ratio is less than 50 to 80%, and the number density of precipitates having a major axis of 1.0 ⁇ m or more is 5.0 / 0.2 mm. 2 or less, Austenitic stainless steel.
  • the austenitic stainless steel material according to any one of [1] to [3].
  • the number density of precipitates having a semimajor axis of 1.0 ⁇ m or more is 4.5 pieces / 0.2 mm 2 or less. Austenitic stainless steel.
  • the austenitic stainless steel material according to any one of [1] to [4].
  • the chemical composition is Cu: 0.01 to 0.70%, Austenitic stainless steel.
  • the chemical composition of the austenitic stainless steel material of the present embodiment contains the following elements.
  • Carbon (C) is an unavoidable impurity. That is, the C content is more than 0%. C produces carbides at the austenite grain boundaries and reduces the hydrogen brittleness of the steel material. If the C content exceeds 0.100%, the hydrogen brittleness resistance of the steel material is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the C content is 0.100% or less.
  • the preferred upper limit of the C content is 0.080%, more preferably 0.070%, further preferably 0.060%, still more preferably 0.040%, still more preferably 0.035. %, More preferably 0.030%, still more preferably 0.025%.
  • the C content is preferably as low as possible.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%, still more preferably 0.005%, still more preferably 0. It is 010%, more preferably 0.015%.
  • Si Silicon
  • Si Silicon
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.90%, more preferably 0.70%, still more preferably 0.60%, still more preferably 0.50%. If the Si content is excessively reduced, the manufacturing cost increases. Therefore, considering normal industrial production, the preferred lower limit of the Si content is 0.01%, more preferably 0.02%.
  • the preferable lower limit of the Si content for more effectively enhancing the deoxidizing action of the steel is 0.10%, more preferably 0.20%.
  • Mn 5.00% or less
  • Manganese (Mn) is inevitably contained. That is, the Mn content is more than 0%. Mn stabilizes austenite. However, if the Mn content is too high, the formation of ⁇ ferrite is promoted. If the Mn content exceeds 5.00%, ⁇ ferrite is generated and the hydrogen brittleness resistance of the steel material is lowered even if the other element content is within the range of the present embodiment. Therefore, the Mn content is 5.00% or less.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 0.30%, more preferably 0.50%, further preferably 1.00%, further preferably 1.50%, still more preferably 1.60. %.
  • the preferred upper limit of the Mn content is 4.80%, more preferably 4.30%, still more preferably 3.80%, still more preferably 3.30%, still more preferably 2.95. %.
  • Chromium (Cr) enhances the hydrogen brittleness resistance of steel materials. Cr further promotes the formation of dislocated cell structures. If the Cr content is less than 15.00%, these effects 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 22.00%, coarse carbides such as M 23 C 6 are produced even if the content of other elements is within the range of this embodiment. In this case, the hydrogen brittleness resistance of the steel material is reduced. Therefore, the Cr content is 15.00 to 22.00%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 15.50%, more preferably 16.00%, still more preferably 16.50%, still more preferably 17.00%.
  • the preferred upper limit of the Cr content is 21.50%, more preferably 21.00%, further preferably 20.50%, still more preferably 20.00%, still more preferably 19.50. %, More preferably 19.00%, still more preferably 18.50%.
  • Ni 10.00-21.00%
  • Nickel (Ni) stabilizes austenite and suppresses the formation of process-induced martensite. Therefore, the hydrogen brittleness resistance of the steel material is increased. If the Ni content is less than 10.00%, 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 21.00%, the above effects are saturated and the production cost increases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Ni content is 10.00 to 21.00%.
  • the preferable lower limit of the Ni content is 10.50%, more preferably 11.00%, further preferably 11.50%, still more preferably 12.00%, still more preferably 12.50. %.
  • the preferred upper limit of the Ni content is 17.50%, more preferably 17.00%, still more preferably 16.50%, even more preferably 16.00%, still more preferably 15.50. %, More preferably 15.00%, still more preferably 14.50%.
  • Mo 1.20-4.50%
  • Molybdenum (Mo) enhances the hydrogen brittleness and strength of steel materials. Mo further refines the crystal grains and facilitates the formation of dislocation cell structures. If the Mo content is less than 1.20%, this effect cannot be obtained even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, if the Mo content exceeds 4.50%, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the effect is saturated and the production cost is only increased. Therefore, the Mo content is 1.20 to 4.50%.
  • the preferred lower limit of the Mo content is 1.30%, more preferably 1.40%, still more preferably 1.60%.
  • the preferred upper limit of the Mo content is 3.50%, more preferably 3.20%, still more preferably 3.00%.
  • P 0.050% or less Phosphorus (P) is an impurity that is inevitably contained. That is, the P content is more than 0%. If the P content exceeds 0.050%, the hot workability and toughness of the steel material will decrease even if the content of other elements is within the range of this embodiment. Therefore, the P content is 0.050% or less.
  • the preferred upper limit of the P content is 0.045%, more preferably 0.040%, even more preferably 0.035%, even more preferably 0.030%, still more preferably 0.025. %. It is preferable that the P content is 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 0.005%.
  • S 0.050% or less Sulfur (S) is an impurity that is inevitably contained. That is, the S content is more than 0%. If the S content exceeds 0.050%, the hot workability and toughness of the steel material will decrease even if the other element content is within the range of this embodiment. Therefore, the S content is 0.050% or less.
  • the preferred upper limit of the S content is 0.030%, more preferably 0.025%. It is preferable that the S content is as low as possible. However, excessive reduction of S content increases manufacturing costs. Therefore, considering normal industrial production, the preferable lower limit of the S content is 0.001%.
  • Al 0.100% or less
  • Aluminum (Al) is inevitably contained. That is, the Al content is more than 0%. Al deoxidizes the steel. If even a small amount of Al is contained, this effect can be obtained to some extent. However, if the Al content exceeds 0.100%, oxides and intermetallic compounds are likely to be formed in the steel material even if the other element content is within the range of the present embodiment, and the toughness of the steel material becomes high. descend. Therefore, the Al content is 0.100% or less.
  • the preferable lower limit of the Al content for more effectively deoxidizing the steel material is 0.001%, more preferably 0.002%.
  • the preferred upper limit of the Al content is 0.050%, more preferably 0.040%, still more preferably 0.030%.
  • the Al content is sol. It means the content of Al (acid-soluble Al).
  • N 0.100% or less Nitrogen (N) is inevitably contained. That is, the N content is more than 0%. N increases the strength of the steel material. If even a small amount of N is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the N content exceeds 0.100%, coarse nitrides are likely to be produced even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the N content is 0.100% or less.
  • the preferable lower limit of the N content is 0.001%, more preferably 0.005%, still more preferably 0.010%.
  • the preferred upper limit of the N content is 0.090%, more preferably 0.080%, still more preferably 0.070%.
  • the balance of the chemical composition of the austenitic stainless steel material according to the present embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are those mixed from ore, scrap, or the manufacturing environment as a raw material when the austenitic stainless steel material of the present embodiment is industrially manufactured, and the austenitic stainless steel of the present embodiment is mixed. It means a material that is allowed as long as it does not adversely affect the stainless steel material.
  • the chemical composition of the austenitic stainless steel material according to the present embodiment may further contain Cu instead of a part of Fe.
  • Cu 0 to 0.70%
  • Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%.
  • Cu enhances the corrosion resistance of the steel material. If even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 0.70%, 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 Cu content is 0 to 0.70%.
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%, still more preferably 0.10%, still more preferably 0.15%, still more preferably 0.20. %.
  • the preferable upper limit of the Cu content is 0.65%, more preferably 0.60%, still more preferably 0.55%, still more preferably 0.50%.
  • the austenitic crystal grain size number according to ASTM E112 is 5.0 to less than 8.0.
  • ASTM is an abbreviation for American Society for Testing and Material (American Society for Testing and Material).
  • the austenite crystal particle size number is less than 5.0, the dislocation cell structure described later is unlikely to be formed. If the dislocation cell structure is not formed, the strength of the austenitic stainless steel material having the above-mentioned chemical composition is low.
  • the austenitic crystal grain size number is 5.0 or more
  • a dislocation cell structure is formed in the austenitic stainless steel material having the above-mentioned chemical composition.
  • the austenite crystal grain size number is 5.0 or more
  • the crystal grains become fine. Therefore, the dislocations formed in the crystal grains are short. Since short dislocations are easy to move, they are easily entangled with each other, and as a result, dislocation cell structures are easily formed.
  • the austenite crystal grain size number is 5.0 or more and the dislocation cell structure ratio is 50% or more in the microstructure of the steel material having the above-mentioned chemical composition, not only excellent hydrogen brittleness resistance can be obtained. , High strength can be obtained by the synergistic effect of finer crystal grain size and dislocation cell structure.
  • the lower limit of the preferable crystal grain size number is 5.5, more preferably 5.8, still more preferably 5.9, still more preferably 6.0, still more preferably 6.1.
  • the upper limit of the austenite crystal particle size number is not particularly limited. However, when the austenitic stainless steel material is manufactured by the manufacturing method described later, the austenitic crystal particle size number is less than 8.0. Therefore, in the present embodiment, the upper limit of the crystal grain size number of the austenitic stainless steel material is less than 8.0.
  • the preferred upper limit of the crystal grain size number of the austenitic stainless steel material is 7.9, more preferably 7.8, still more preferably 7.5, and even more preferably 7.0.
  • the austenite crystal particle size number is obtained by the following method. Cut austenitic stainless steel material vertically in the longitudinal direction.
  • the wall thickness is defined as t (mm) in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • 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 sampling position P1.
  • the t / 4 position in the wall thickness direction from the outer surface is defined as the sampling position P2.
  • the t / 4 position in the wall thickness direction from the inner surface is defined as the sampling position P3.
  • the sample collected from the collection position P1 is referred to as sample P1.
  • sample P2 The sample collected from the collection position P2 is referred to as sample P2.
  • sample P3 The sample collected from the collection position P3 is referred to as sample P3.
  • the test surface of each sample P1 to P3 has a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • Sample P1 is collected so that the center position of the test surface corresponds to approximately t / 2 position.
  • Sample P2 is taken so that the center position of the test surface corresponds to approximately t / 4 position.
  • Sample P3 is collected so that the center position of the test surface corresponds to approximately t / 4 position.
  • 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 R position in the radial direction from the surface, that is, the center position of the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material is defined as the sampling position P1.
  • the sampling position P2 In the diameter including the center position of the cross section, the R / 2 position in the radial direction from the surface of one end of the diameter is defined as the sampling position P2.
  • the R / 2 position in the radial direction from the surface of the other end of the diameter is defined as the sampling position P3. Samples P1 to P3 are collected from the collection positions P1 to P3.
  • each sample P1 to P3 has a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • Sample P1 is taken so that the center position of the test surface corresponds to the center position of the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel bar.
  • Sample P2 is collected so that the center position of the test surface substantially corresponds to the R / 2 position.
  • the sample P3 is collected so that the center position of the test surface substantially corresponds to the R / 2 position.
  • 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 t / 2 position in the plate thickness direction from the upper surface is defined as the sampling position P1.
  • the t / 4 position in the plate thickness direction from the upper surface is defined as the sampling position P2.
  • the t / 4 position in the plate thickness direction from the lower surface is defined as the sampling position P3.
  • Samples P1 to P3 are collected from the collection positions P1 to P3.
  • the test surface of each sample P1 to P3 has a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • Sample P1 is collected so that the center position of the test surface corresponds to approximately t / 2 position.
  • Sample P2 is taken so that the center position of the test surface corresponds to approximately t / 4 position.
  • Sample P3 is collected so that the center position of the test surface corresponds to approximately t / 4 position.
  • the surface to be inspected of each sample P1 to P3 is mirror-polished.
  • Tissue observation is performed on the test surface of each sample P1 to P3 using an optical microscope.
  • the magnification of the optical microscope for tissue observation is set to 100 times.
  • Arbitrary three visual fields are selected on the test surface of each sample P1 to P3.
  • the size of each field of view is 1000 ⁇ m ⁇ 1000 ⁇ m.
  • the austenite crystal grain size number is measured according to ASTM E112.
  • the arithmetic mean value of the austenitic particle size numbers obtained in nine fields of view (three fields of view in each sample P1 to P3) is defined as the austenitic particle size number of the austenitic stainless steel material.
  • the austenitic stainless steel material of the present embodiment further has a dislocation cell structure ratio of less than 50 to 80% in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • the dislocation cell structure ratio is defined by the following method.
  • any 30 visual fields having a size of 4.2 ⁇ m ⁇ 4.2 ⁇ m are selected.
  • a TEM image (bright field image) is generated in each selected field of view.
  • the cell wall region 101 having a high dislocation density and the low-density dislocation region 102 having a low dislocation density are identified.
  • a visual field in which nine or more low-density dislocation regions 102 of 0.20 ⁇ m 2 or more are present is recognized as a visual field in which a dislocation cell structure is formed.
  • the ratio of the number of fields in which dislocation cell structures are formed to all fields of view (30 fields of view) is defined as the dislocation cell structure ratio (%).
  • the dislocation cell structure ratio is specified by the following method.
  • Samples P1 to P3 for observing the dislocation cell structure are collected from the above-mentioned collection positions P1 to P3 in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • the test surface of each sample P1 to P3 has a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • Wet polishing is performed until the thickness of samples P1 to P3 reaches 30 ⁇ m.
  • electropolishing is performed on each sample P1 to P3 using a mixed solution of perchloric acid (10 vol.%) And ethanol (90 vol.%) To obtain thin film samples P1 to P3.
  • Tissue observation is performed on the test surfaces of the thin film samples P1 to P3 using a transmission electron microscope (TEM). Specifically, TEM observation is performed in any 10 visual fields of the test surface of each sample. The size of each field of view shall be a rectangle of 4.2 ⁇ m ⁇ 4.2 ⁇ m. The accelerating voltage during TEM observation is 200 kV. Crystal grains that can be observed by the incident electron beam of ⁇ 110> are to be observed. A bright-field image is generated in each field of view.
  • TEM transmission electron microscope
  • each field of view it is determined by the following method whether or not each field of view has a dislocation cell structure.
  • a histogram showing the frequency of pixel values (0 to 255) is generated, and the median value of the histogram is obtained.
  • the number of pixels in the bright field image of each field of view is not particularly limited, but is, for example, 100,000 pixels or more and 150,000 pixels or less.
  • the bright field image is binarized with the median as the threshold value.
  • FIG. 4 which is an example of the binarized image, the black region is a region having a high dislocation density. Therefore, the black region is recognized as the cell wall region 101.
  • the white region is a region where the dislocation density is low.
  • the white closed region surrounded by the cell wall region 101 is defined as the low-density dislocation region 102.
  • the extension of the white closed region (low density dislocation region 102) is defined, and the area of each low density dislocation region 102 is determined. Then, the low-density dislocation region 102 having an area of 0.20 ⁇ m 2 or more is recognized as a “dislocation cell”.
  • the dislocation cell structure ratio determined by the above definition is 50% or more. Therefore, the austenitic stainless steel material according to the present embodiment not only has excellent hydrogen brittleness resistance, but also has high strength. In the cell wall region 101, dislocations are densely entangled with each other. Therefore, the dislocations constituting the dislocation cell structure are difficult to move. As a result, it is considered that the strength of the austenitic stainless steel material is increased.
  • the upper limit of the dislocation cell structure ratio is not particularly limited, and it is preferable that the dislocation cell structure ratio is high. However, when the dislocation cell structure ratio is less than 50 to 80%, excellent hydrogen brittleness resistance and sufficiently high strength can be obtained.
  • the preferred lower limit of the dislocation cell structure ratio is 53%, more preferably 55%, further preferably 56%, still more preferably 57%, still more preferably 58%, still more preferably 59%. It is more preferably 60%.
  • the upper limit of the dislocation cell structure ratio may be 79%, 78%, 77%, 75%, or 72%. However, it may be 70% or 68%.
  • the number density of precipitates having a major axis of 1.0 ⁇ m or more is 5.0 pieces / 0.2 mm 2 or less in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material. ..
  • a precipitate having a major axis of 1.0 ⁇ m or more is defined as a “coarse precipitate”.
  • the coarse precipitate easily adsorbs hydrogen at the interface with the matrix (austenite). Therefore, if the number of coarse precipitates is large, the hydrogen brittleness resistance of the austenitic stainless steel material decreases.
  • the precipitate having a semimajor axis of less than 1.0 ⁇ m is less likely to adsorb hydrogen than the coarse precipitate. Therefore, the effect on hydrogen brittleness resistance is extremely small as compared with the coarse precipitate. Therefore, in this embodiment, attention is paid to the coarse precipitate.
  • the content of each element in the chemical composition of the austenitic stainless steel is within the range of this embodiment, and the austenite crystal grain size according to ASTM E112. Even if the number is less than 6.0 to 8.0 and the dislocation cell structure ratio is less than 50 to 80%, sufficient hydrogen brittleness cannot be obtained.
  • the number of coarse precipitates is 5.0 / 0.2 mm 2 or less, the content of each element in the chemical composition of the austenitic stainless steel material is within the range of this embodiment, and the austenite crystal grain size according to ASTM E112. Excellent hydrogen brittleness is obtained on the premise that the number is 5.0 to less than 8.0 and the dislocation cell structure ratio is less than 50 to 80%.
  • the number density of coarse precipitates can be measured by the following method.
  • a sample for measuring the density of coarse precipitates is collected from the above-mentioned sample collection positions P1 to P3.
  • the sample collected from the collection position P1 is referred to as a sample P1.
  • the sample collected from the collection position P2 is referred to as sample P2.
  • the sample collected from the collection position P3 is referred to as sample P3.
  • each sample P1 to P3 shall have a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • the surface to be inspected is mirror-polished.
  • the surface to be inspected after etching is observed in one field of view with a reflected electron image using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the field of view size is 400 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m. Precipitates in the field of view can be identified by contrast.
  • FIG. 9 is an example of a reflected electron image. With reference to FIG. 9, the black region 500 in the visual field is a precipitate.
  • the longest straight line connecting any two points at the interface between the precipitate and the matrix is defined as the long axis ( ⁇ m).
  • the precipitates those having a major axis of 1.0 ⁇ m or more are specified as “coarse precipitates”.
  • the number of specified coarse precipitates is determined.
  • the number of the resulting coarse precipitates based on the field area (0.2 mm 2), obtaining the number density of coarse precipitates in the samples P1 ⁇ P3 (number /0.2mm 2).
  • the arithmetic mean value of the three number densities is defined as the number density of coarse precipitates (pieces / 0.2 mm 2 ).
  • each element in the chemical composition is within the above range, the austenitic crystal particle size number according to ASTM E112 is less than 5.0 to 8.0, and dislocations occur.
  • the cell structure ratio is less than 50 to 80%, and the number density of precipitates having a major axis of 1.0 ⁇ m or more is 5.0 pieces / 0.2 mm 2 or less. Therefore, the austenitic stainless steel material of the present embodiment not only has excellent hydrogen brittleness resistance, but also has high tensile strength.
  • the preferred upper limit of the number density of precipitates having a major axis of 1.0 ⁇ m or more is 4.7 / 0.2 mm 2 , more preferably 4.3 / 0.2 mm 2 , and even more preferably 4.0.
  • Pieces / 0.2 mm 2 more preferably 3.7 pieces / 0.2 mm 2 , still more preferably 3.3 pieces / 0.2 mm 2 , and even more preferably 3.0 pieces / 0.2 mm. It is 2 , and more preferably 2.7 pieces / 0.2 mm 2 .
  • 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.
  • the austenitic stainless steel material of the present embodiment may be steel bar.
  • the austenitic stainless steel material of the present embodiment may be a steel plate.
  • the austenitic stainless steel material of the present embodiment may have a shape other than steel pipes, steel bars, and steel plates.
  • the austenitic stainless steel material of the present embodiment can be widely applied to applications requiring hydrogen brittleness resistance and high strength.
  • the austenitic stainless steel material of the present embodiment can be particularly used as a member for high-pressure hydrogen gas environmental applications.
  • High-pressure hydrogen gas environmental applications include, for example, members used in high-pressure hydrogen containers mounted on fuel cell vehicles and members used in high-pressure hydrogen containers installed in hydrogen stations that supply hydrogen to fuel cell vehicles. is there.
  • the austenitic stainless steel material of the present embodiment is not limited to high-pressure hydrogen gas environmental applications. As described above, the austenitic stainless steel material of the present embodiment can be widely applied to applications requiring hydrogen brittleness resistance and high strength.
  • the austenitic stainless steel material of the present embodiment will be described.
  • the method for producing an austenitic stainless steel material described below is 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.
  • An example of the method for producing an austenitic stainless steel material of the present embodiment includes a preparation step, a heat treatment step, and a cold working step. Each step will be described in detail.
  • an intermediate steel material having the above-mentioned chemical composition is prepared.
  • the intermediate steel material having the above-mentioned chemical composition those purchased from a third party may be used. Moreover, you may use the manufactured thing.
  • it is manufactured by the following method.
  • Manufacture molten steel with the above chemical composition by a well-known method A cast material is manufactured by a well-known casting method using the manufactured molten steel. For example, an ingot is manufactured by the lump formation method. A slab (slab, bloom, billet, etc.) may be produced by a continuous casting method. Slabs, blooms, and billets may be produced by performing hot working such as block rolling or hot forging on the ingot. The material is manufactured by the above process.
  • Hot working process includes, for example, hot forging, hot extrusion, hot rolling and the like.
  • Hot forging is, for example, forging and forging.
  • Hot rolling is performed, for example, by performing tandem rolling using a tandem rolling mill including a plurality of rolling stands arranged in a row (each rolling stand has a pair of work rolls), and performing multiple pass rolling.
  • reverse rolling may be carried out by a reverse rolling mill or the like having a pair of work rolls, and rolling of a plurality of passes may be carried out.
  • Hot extrusion is, for example, hot extrusion by the Eugene-Sejurne method.
  • An intermediate steel material may be manufactured by the above manufacturing process.
  • the preferable heating temperature T0 before hot working is 950 to 1100 ° C.
  • the preferable holding time t0 at the heating temperature T0 is 20 minutes to 150 minutes (2.5 hours). If the heating temperature exceeds 1100 ° C., the crystal grains become coarse. As a result, the austenite crystal particle size number conforming to ASTM E112 tends to be less than 5.0 even if the heat treatment step and the cold working step are carried out.
  • the preferable surface reduction rate in hot working is 50% or more.
  • the reduction rate (%) is defined by the following formula.
  • Surface reduction rate (1-cross-sectional area perpendicular to the longitudinal direction of the intermediate steel material after hot working / cross-sectional area perpendicular to the longitudinal direction of the material before hot working) x 100
  • the preferable lower limit of the surface reduction rate is 55%, and more preferably 60%.
  • the upper limit of the reduction rate is not particularly limited. Considering the equipment load, the preferable upper limit of the surface reduction rate is, for example, 90%.
  • the intermediate steel material having the above-mentioned chemical composition is heat-treated. Specifically, the holding time is t1 at the heat treatment temperature T1 (° C.). Then, after the holding time has elapsed, the intermediate steel material is rapidly cooled. Quench cooling is, for example, water cooling or oil cooling. The cooling rate is, for example, 100 ° C./sec or higher.
  • the conditions for the heat treatment temperature T1 (° C.) and the holding time t1 (minutes) are as follows. Heat treatment temperature T1: 950-1200 (° C) Retention time at heat treatment temperature T1 t1: 5 to (1400-T1) / 5 (minutes)
  • the heat treatment temperature T1 is 950 to 1200 ° C.
  • the lower limit of the heat treatment temperature T1 is preferably 980 ° C, more preferably 1050 ° C, still more preferably 1100 ° C.
  • the preferred upper limit of the heat treatment temperature T1 is 1180 ° C.
  • the intermediate steel material is rapidly cooled after the holding time is t1 at the heat treatment temperature T1. This prevents the alloying elements that have been solid-solved by the heat treatment from precipitating during cooling.
  • Quench cooling is, for example, water cooling or oil cooling.
  • the steel material may be immersed in a water tank for cooling, or the steel material may be rapidly cooled by shower water cooling or mist cooling.
  • the heat treatment step may be performed on the steel material immediately after the completion of hot working.
  • the steel material temperature (finishing temperature) immediately after the completion of hot working may be set to 950 to 1200 ° C., held for t1 hour, and then rapidly cooled. In this case, the same effect as the heat treatment using the above-mentioned heat treatment furnace can be obtained.
  • the heat treatment temperature T1 in the heat treatment step corresponds to the temperature (° C.) of the intermediate steel material immediately after hot working.
  • Cold working is, for example, cold drawing, cold forging, cold rolling and the like.
  • the steel material is a steel pipe or steel bar
  • cold drawing is performed.
  • the steel material is a steel plate
  • cold rolling is performed.
  • the cross-sectional reduction rate RR in the cold working process is 15.0% or more.
  • the cross-section reduction rate RR (%) in the cold working process is defined by the following equation.
  • Section reduction rate RR (1- (cross-sectional area of intermediate steel after completion of cold working in cold working / cross-sectional area of intermediate steel before cold working)) ⁇ 100
  • the cross-sectional area of the intermediate steel material means the area (mm 2 ) of the cross section perpendicular to the longitudinal direction (axial direction) of the intermediate steel material.
  • the cross-sectional reduction rate RR in the cold working process is 15.0% or more.
  • the preferable lower limit of the cross-sectional reduction rate RR is 18.0%, more preferably 19.0%, still more preferably 20.0%.
  • the upper limit of the cross-section reduction rate RR is not particularly limited. However, if the cross-sectional reduction rate exceeds 80.0%, the effect of improving the strength is saturated. Therefore, the preferable upper limit of the cross-sectional reduction rate RR is 80.0%. A more preferable upper limit of the cross-sectional reduction rate RR is 75.0%, and even more preferably 70.0%.
  • the processing direction in the cold processing step is one direction. For example, when cold rolling is performed from a plurality of directions, the cell wall region 101 formed by performing cold rolling in one direction collapses due to cold rolling in the other direction. As a result, the dislocation cell structure is not sufficiently formed. Therefore, in the present embodiment, the cold working direction is one direction.
  • the austenitic crystal grain size number having the above-mentioned chemical composition and conforming to ASTM E112 is 5.0 to less than 8.0, the dislocation cell structure ratio is less than 50 to 80%, and the major axis. It is possible to produce an austenitic stainless steel material in which the number density of precipitates having a size of 1.0 ⁇ m or more is 5.0 pieces / 0.2 mm 2 or less.
  • the above-mentioned manufacturing method is an example of the method for manufacturing the austenitic stainless steel material of the present embodiment. Therefore, the austenitic stainless steel material of the present embodiment has the above-mentioned chemical composition, has an austenite crystal grain size number of 5.0 to less than 8.0 according to ASTM E112, and has a dislocation cell structure ratio of 50 to 80%. If the number of precipitates having a major axis of 1.0 ⁇ m or more is less than 5.0 pieces / 0.2 mm 2 or less, it may be produced by another production method.
  • the above-mentioned manufacturing method is a suitable example for manufacturing the austenitic stainless steel material of the present embodiment.
  • the effect of the austenitic stainless steel material of the present embodiment will be described more specifically by way of examples.
  • the conditions in the following examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the austenitic stainless steel material of the present embodiment. Therefore, the austenitic stainless steel material of the present embodiment is not limited to this one condition example.
  • Hot forging and hot rolling were carried out on the ingot to produce a steel plate (intermediate steel material) with a width of 200 mm and a thickness of 20 mm.
  • the heating temperature T0 (° C.) during hot forging and the holding time t0 (minutes) at the heating temperature T0 (° C.) are as shown in Table 2. It was. The surface reduction rate during hot forging was 65%.
  • a heat treatment step was carried out on the manufactured intermediate steel materials of each test number.
  • the heat treatment temperature T1 in the heat treatment step and the holding time t1 (minutes) at the heat treatment temperature T1 (° C.) are as shown in Table 2.
  • the steel sheet after the holding time had elapsed was water-cooled immediately after extraction from the heat treatment furnace.
  • the cooling rate was, for example, 100 ° C./sec or higher.
  • a cold working process was carried out on the intermediate steel material after the heat treatment process.
  • Cold rolling was carried out as a cold working process.
  • the cross-sectional reduction rate RR in the cold working process is as shown in Table 2.
  • the cold working step was not carried out. Therefore, the cross-sectional reduction rate RR in the cold working step of Test No. 16 was 0%.
  • the rolling direction of cold rolling was one direction.
  • the plate thickness is defined as t (mm) in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • the t / 2 position in the plate thickness direction from the upper surface was defined as the sampling position P1.
  • the t / 4 position in the plate thickness direction from the upper surface was defined as the sampling position P2.
  • the t / 4 position in the plate thickness direction from the lower surface was defined as the sampling position P3.
  • Samples P1 to P3 were collected from the collection positions P1 to P3.
  • the test surface of each sample P1 to P3 has a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • Sample P1 was collected so that the center position of the test surface substantially corresponds to the t / 2 position.
  • Sample P2 was collected so that the center position of the test surface substantially corresponds to the t / 4 position.
  • Sample P3 was collected so that the center position of the test surface substantially corresponds to the t / 4 position.
  • the surface to be inspected of each sample P1 to P3 was mirror-polished.
  • Tissue observation was performed on the test surface of each sample P1 to P3 using an optical microscope. The magnification of the optical microscope for tissue observation was 100 times.
  • Arbitrary three visual fields were selected on the test surface of each sample P1 to P3.
  • the size of each field of view was 1000 ⁇ m ⁇ 1000 ⁇ m.
  • the austenite crystal grain size number was measured according to ASTM E112.
  • the arithmetic mean value of the austenite crystal particle size numbers obtained in nine fields of view (three fields of view in each sample P1 to P3) was defined as the austenite crystal particle size number.
  • the obtained austenite crystal particle size numbers are shown in Table 2.
  • the sampling position P1 is t / 2 in the plate thickness direction from the upper surface and t in the plate thickness direction from the upper surface, where t (mm) is the plate thickness in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • Samples P1 to P3 for observing the dislocation cell structure were collected from the sampling position P2 at the / 4 position and the sampling position P3 at the t / 4 position in the plate thickness direction from the lower surface.
  • the test surface of each sample P1 to P3 has a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material. Wet polishing was performed until the thickness of the sample reached 30 ⁇ m.
  • each samples P1 to P3 were electropolished using a mixed solution of perchloric acid (10 vol.%) And ethanol (90 vol.%) to prepare thin film samples P1 to P3. ..
  • Tissue observation using TEM was performed on the test surfaces of the thin film samples P1 to P3. Specifically, TEM observation was performed in any 10 visual fields (10 visual fields for the thin film sample P1, 10 visual fields for the thin film sample P2, 10 visual fields for the thin film sample P3) among the test surfaces of the thin film samples P1 to P3. ..
  • the size of each field of view was 4.2 ⁇ m ⁇ 4.2 ⁇ m.
  • the accelerating voltage during TEM observation was 200 kV. Crystal grains observable by the incident electron beam of ⁇ 110> were used as observation targets. A bright-field image was generated in each field of view.
  • each field of view had a dislocation cell structure.
  • a histogram showing the frequency of pixel values (0 to 255) was generated, and the median value of the histogram was obtained.
  • the number of pixels in the bright field image of each field of view was 117306 pixels.
  • the bright field image was binarized with the median as the threshold value.
  • a low-density dislocation region 102 which is a white region, was identified. The extension of the low-density dislocation region 102 was defined, and the area of each low-density dislocation region 102 was determined.
  • the low-density dislocation region 102 having an area of 0.20 ⁇ m 2 or more was recognized as a “dislocation cell”.
  • the number of dislocation cells (low-density dislocation region 102 having an area of 0.20 ⁇ m 2 or more) in each visual field (4.2 ⁇ m ⁇ 4.2 ⁇ m) was determined.
  • the visual field was recognized as the visual field in which the dislocation cell structure was formed.
  • the number of visual fields in which the dislocation cell structure was formed was determined.
  • the dislocation cell structure ratio (%) was defined by the following equation.
  • Dislocation cell structure ratio number of fields of view in which dislocation cell structure is formed / total number of fields of view x 100 Table 2 shows the obtained dislocation cell structure ratio.
  • each sample P1 to P3 has a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the austenitic stainless steel material.
  • the surface to be inspected was mirror-polished.
  • the surface to be inspected after etching was observed in one field of view with a backscattered electron image using an SEM.
  • the field of view size was 400 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m.
  • the long axis of the precipitate in the field of view was measured.
  • the longest straight line connecting any two points at the interface between the precipitate and the matrix is defined as the long axis ( ⁇ m).
  • the precipitates those having a major axis of 1.0 ⁇ m or more were specified as “coarse precipitates”.
  • the number of identified coarse precipitates was determined.
  • the number of the resulting coarse precipitates, based on the field area (0.2 mm 2), was determined the number density of coarse precipitates in the samples P1 ⁇ P3 (number /0.2mm 2).
  • the arithmetic mean value of the three number densities was defined as the number density of coarse precipitates (pieces / 0.2 mm 2 ).
  • the number densities of the obtained coarse precipitates are shown in Table 2.
  • a low strain rate tensile test (Slow Straight Rate Test: SSRT) was performed on the steel sheets of each test number. Specifically, a plurality of round bar tensile test pieces were produced from the center position of the steel plate thickness. The diameter of the parallel portion of the round bar tensile test piece was 3.0 mm, and the parallel portion was parallel to the longitudinal direction (corresponding to the rolling direction) of the steel sheet. The central axis of the parallel portion almost coincided with the center position of the thickness of the steel plate. The surface of the parallel portion of the round bar tensile test piece was polished in the order of # 150, # 400, and # 600 Emily paper, and then degreased with acetone.
  • Table 2 shows the test results.
  • the chemical compositions of Test Nos. 1-8 and 17 were appropriate, and the production method was also appropriate. Therefore, in the austenitic stainless steel material, the austenite crystal particle size number according to ASTM E112 was 5.0 to less than 8.0. Further, the dislocation cell structure ratio was less than 50 to 80% in each case. Further, the number density of coarse precipitates was 5.0 pieces / 0.2 mm 2 or less in each case. As a result, in Test Nos. 1 to 8, the tensile strength was 800 MPa or more, and high tensile strength was obtained. Further, the relative breaking drawing was 90.0% or more, showing excellent hydrogen brittleness resistance.
  • test number 9 the Cr content was too low. Therefore, the relative fracture drawing was less than 90.0%, and the hydrogen brittleness resistance was low.
  • the Mo content was too low. Therefore, the dislocation cell structure ratio was less than 50%. As a result, the tensile strength was less than 800 MPa. Further, the relative fracture drawing was less than 90.0%, and the hydrogen brittleness resistance was low.
  • test number 12 Although the chemical composition was appropriate, the heat treatment temperature T1 in the heat treatment step was too high. Therefore, the austenite crystal particle size number was as low as less than 5.0. Furthermore, the dislocation cell structure ratio was less than 50%. As a result, the tensile strength TS was less than 800 MPa.
  • test number 14 although the chemical composition was appropriate, the holding time t1 in the heat treatment step exceeded F1. Therefore, the dislocation cell structure ratio was less than 50%. Therefore, the tensile strength was less than 800 MPa.
  • test number 15 the cross-section reduction rate RR in the cold working process was too low. Further, in test number 16, the cold working step was not carried out. Therefore, in test numbers 15 and 16, the dislocation cell structure ratio was less than 50%. Therefore, the tensile strength was less than 800 MPa.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials 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)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

耐水素脆性に優れ、かつ、高い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。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：５．００％以下、Ｃｒ：１５．００～２２．００％、Ｎｉ：１０．００～２１．００％、Ｍｏ：１．２０～４．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．１００％以下、Ｃｕ：０～０．７０％、及び、残部がＦｅ及び不純物、からなり、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０～８．０未満であり、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、転位セル組織率が５０～８０％未満であり、長軸が１．０μｍ以上の析出物の数密度が、５．０個／０．２ｍｍ２以下である。

Description

オーステナイト系ステンレス鋼材
　本開示は、オーステナイト系ステンレス鋼材に関する。
　近年、水素を燃料として走行する燃料電池自動車の開発、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実用化研究が進められている。ステンレス鋼材はこれらの用途に用いられる候補材料の一つである。しかしながら、高圧の水素ガス環境では、ステンレス鋼材であっても水素ガスによる脆化（水素脆性）を起こす場合がある。高圧ガス保安法に定められている自動車用圧縮水素容器基準では、耐水素脆性に優れたステンレス鋼材として、ＳＵＳ３１６Ｌの使用が認められている。
　しかしながら、燃料電池自動車の軽量化、水素ステーションのコンパクト化及び水素ステーションの高圧操業の必要性を考慮し、容器や継手、配管に用いられるステンレス鋼材では、水素ガス環境で耐水素脆性に優れ、既存のＳＵＳ３１６Ｌ以上の高強度を有することが望まれている。
　国際公開第２０１６／０６８００９号（特許文献１）では、耐水素脆性に優れ、かつ、高強度を有するオーステナイトステンレス鋼を提案する。
　特許文献１に開示されたオーステナイトステンレス鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以上７．０％未満、Ｃｒ：１５～３０％、Ｎｉ：１２．０％以上１７．０％未満、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．１０～０．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０１～１．０％及びＮｂ：０．０１～０．５０％の少なくとも一種、Ｍｏ：０～３．０％、Ｗ：０～６．０％、Ｔｉ：０～０．５％、Ｚｒ：０～０．５％、Ｈｆ：０～０．３％、Ｔａ：０～０．６％、Ｂ：０～０．０２０％、Ｃｕ：０～５．０％、Ｃｏ：０～１０．０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｌａ：０～０．２０％、Ｃｅ：０～０．２０％、Ｙ：０～０．４０％、Ｓｍ：０～０．４０％、Ｐｒ：０～０．４０％、Ｎｄ：０～０．５０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、オーステナイト結晶粒の長径に対する短径の比が０．１よりも大きく、オーステナイト結晶粒の結晶粒度番号が８．０以上であり、引張強度が１０００ＭＰａ以上である。
国際公開第２０１６／０６８００９号
　特許文献１に開示されたオーステナイトステンレス鋼では、Ｎｉ含有量を１２．０％以上とすることにより、耐水素脆性を高める。さらに、炭窒化物を微細析出することにより、ピンニング効果により、結晶粒の変形を抑制し、結晶粒を微細化する。これにより、高い引張強度が得られる。
　しかしながら、特許文献１では、ピンニング効果を利用するためにＶ及びＮｂ等の炭化物、炭窒化物を形成する合金元素を多く含有する。そのため、製造コストが高くなる。特許文献１に開示された手段以外の他の手段により、耐水素脆性に優れ、かつ、高い強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼材があってもよい。
　本開示の目的は、高い引張強度を有し、かつ、耐水素脆性に優れ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。
　本開示による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：５．００％以下、
　Ｃｒ：１５．００～２２．００％、
　Ｎｉ：１０．００～２１．００％、
　Ｍｏ：１．２０～４．５０％、
　Ｐ：０．０５０％以下、
　Ｓ：０．０５０％以下、
　Ａｌ：０．１００％以下、
　Ｎ：０．１００％以下、
　Ｃｕ：０～０．７０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物、からなり、
　ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０～８．０未満であり、
　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、転位セル組織率が５０～８０％未満であり、長軸が１．０μｍ以上の析出物の個数密度が、５．０個／０．２ｍｍ２以下である。
　本開示によるオーステナイト系ステンレス鋼材は、高い引張強度を有し、かつ、耐水素脆性に優れる。
図１は、本実施形態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、透過型電子顕微鏡観察により得られた、転位セル組織が形成された観察視野の明視野像（ＴＥＭ画像）の一例を示す図である。 図２は、本実施形態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、転位セル組織が形成されていないＴＥＭ画像の一例を示す図である。 図３は、図２と異なる、本実施形態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、転位セル組織が形成されていないＴＥＭ画像の一例を示す図である。 図４は、図１の明視野像を、画素値のヒストグラムの中央値をしきい値として２値化した画像である。 図５は、図４の２値化画像に基づいて、０．２０μｍ２以上の面積を有する低密度転位領域（転位セル）の外延を描画して抽出した図である。 図６は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管である場合の、サンプル採取位置を説明するための模式図である。 図７は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼である場合の、サンプル採取位置を説明するための模式図である。 図８は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合の、サンプル採取位置を説明するための模式図である。 図９は、オーステナイト系ステンレス鋼材中の析出物を含むミクロ組織の反射電子像を示す図である。
　本発明者らは、高い引張強度を有し、かつ、耐水素脆性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼材について検討を行った。耐水素脆性を高めるには、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｏの含有が極めて有効である。そこで、本発明者らは耐水素脆性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成について検討を行った。その結果、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：５．００％以下、Ｃｒ：１５．００～２２．００％、Ｎｉ：１０．００～２１．００％、Ｍｏ：１．２０～４．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．１００％以下、Ｃｕ：０～０．７０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼材であれば、十分な耐水素脆性が得られると考えた。
　そこで、本発明者らは上記化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材の強度について、さらに検討を行った。特許文献１に記載のとおり、Ｖ析出物やＮｂ析出物等の微細な析出物を生成し、微細析出物のピンニング効果により結晶粒を微細化すれば、強度が高まると考えられる。しかしながら、これらの析出物は、冷間加工を実施する場合、水素割れの起点になる可能性がある。
　そこで、本発明者らは、析出物のピンニング効果による強度を高める方法を採用せず、あえて、析出物のピンニング効果とは異なる方法により、強度を高める方法について検討を行った。その結果、本発明者らは、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、析出物のピンニング効果の利用に代えて、転位セル組織を形成することにより、高い強度が得られることを初めて知見した。
　図１は、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、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いた組織観察により得られた、転位セル組織が形成された視野（４．２μｍ×４．２μｍ）の明視野像（以下、ＴＥＭ画像という）を示す図である。図２及び図３は、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、転位セル組織が形成されていないＴＥＭ画像の一例を示す図である。図１は後述の実施例の試験番号１に相当する。図２は試験番号１６に相当する。図３は試験番号１２に相当する。
　図１～図３はいずれも、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ある。図２では、短い転位１０５がまばらに存在しているが、転位１０５がセルを形成していない。また、図３では、多数の転位１０５が存在しているが、転位１０５がセルを形成していない。
　これに対して、図１に示すＴＥＭ画像では、図２及び図３と比較して、転位の状態が異なる。具体的には、図１では、転位密度が高いセル壁領域１０１（ＴＥＭ画像中の明度が低い（黒色）の領域）と、セル壁領域１０１に囲まれ、転位密度が低い領域である低密度転位領域１０２（ＴＥＭ画像中の明度が高い領域）とが存在している。図１では、セル壁領域１０１が網目状に形成されている。そして、低密度転位領域１０２はセル壁領域１０１に囲まれている。本明細書において、網目状のセル壁領域１０１と低密度転位領域１０２とが存在する組織を、「転位セル組織」という。より具体的には、後述するとおり、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のうちの４．２μｍ×４．２μｍの視野中において、セル壁領域１０１と低密度転位領域１０２とが存在し、かつ、２０μｍ２以上の面積を有する低密度転位領域１０２が９個以上存在する場合、その視野は、「転位セル組織」が形成されている視野と認定する。
　本発明者らは、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において、オーステナイト結晶粒をＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号で５．０以上とし、かつ、転位セル組織を形成することにより、析出物のピンニング効果を利用しなくても、高い強度が得られることを知見した。より具体的には、次の方法により定義される、転位セル組織率が５０％以上であれば、耐水素脆性に優れ、かつ、高い引張強度も得られることを知見した。
　ここで、転位セル組織率は、次の方法により定義する。
　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において、各視野のサイズが４．２μｍ×４．２μｍの任意の３０視野を選定する。選定された各視野において、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による明視野像（ＴＥＭ画像）を生成する。生成したＴＥＭ画像において、転位密度が高いセル壁領域１０１と、セル壁領域１０１に囲まれた領域であり、転位密度が低い低密度転位領域１０２とを特定する。各視野において、特定された複数の低密度転位領域１０２のうち、０．２０μｍ２以上の面積を有する低密度転位領域１０２が９個以上存在する視野を、転位セル組織が形成されている視野であると認定する。すべての視野（３０視野）に対する、転位セル組織が形成されている視野の個数の割合を、転位セル組織率（％）と定義する。
　より具体的には、転位セル組織率を次の方法で特定する。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において、３つの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する。各サンプルの厚さが３０μｍになるまで湿式研磨を行う。湿式研磨後、過塩素酸（１０ｖｏｌ．％）とエタノール（９０ｖｏｌ．％）との混合液を用いて、サンプルに対して電解研磨を実施して、薄膜サンプルを作製する。各薄膜サンプルの被検面に対して、ＴＥＭを用いた組織観察を実施する。具体的には、各サンプルの被検面において、任意の１０視野でＴＥＭ観察を実施する。各視野のサイズは４．２μｍ×４．２μｍの矩形とする。ＴＥＭ観察時の加速電圧は２００ｋＶとする。＜１１０＞の入射電子線により観察可能な結晶粒を観察対象とする。各視野において明視野像（ＴＥＭ画像）を取得する。
　各視野の明視野像（ＴＥＭ画像）を用いて、各視野が転位セル組織か否かを、次の方法で判定する。以下の説明では、図１に示す明視野像（ＴＥＭ画像）を例として、転位セル組織の判定方法を説明する。明視野像（ＴＥＭ画像）において、画素値（０～２５５）の頻度を示すヒストグラムを生成し、ヒストグラムの中央値を求める。なお、各視野の明視野像の画素数は特に限定されないが、たとえば、１０万画素以上１５万画素以下とする。中央値をしきい値として、明視野像を２値化する。図４は、図１の明視野像を、画素値のヒストグラムの中央値をしきい値として２値化した画像である。２値化した画像において、黒色の領域が、転位密度が高い領域である。そこで、黒色の領域をセル壁領域１０１と認定する。一方、白色の領域は、転位密度が低い領域である。そこで、セル壁領域１０１で囲まれた白色の閉領域を、低密度転位領域１０２と定義する。
　白色の閉領域（低密度転位領域１０２）の外延を画定し、各低密度転位領域１０２の面積を求める。そして、面積が０．２０μｍ２以上の低密度転位領域１０２を、「転位セル」と認定する。
　図５は、図４の２値化画像に基づいて、０．２０μｍ２以上の面積を有する低密度転位領域１０２（転位セル）の外延を描画して抽出した図である。図５において、低密度転位領域１０２の外延が互いに接触している場合、それらの低密度転位領域１０２は、１つの低密度転位領域１０２として面積を算出する。図１の視野の場合、低密度転位領域１０２は、１１個である。
　なお、上述の方法により、図２及び図３についても同様の方法により、低密度転位領域１０２の個数を求めた場合、図２での低密度転位領域１０２は２個であり、図３での低密度転位領域１０２は４個となる。
　以上の解析手法により、各視野中（４．２μｍ×４．２μｍ）における、転位セル（０．２０μｍ２以上の面積を有する低密度転位領域１０２）の個数を求める。そして、各視野において、転位セルが９個以上存在する場合、その視野は、転位セル組織が形成されている視野であると認定する。なお、各視野において、視野（４．２μｍ×４．２μｍの矩形の明視野像）の向かい合った２つの辺（対辺）の両方と交差する直線が３本以上存在する場合、その視野はプラナー構造であると認定し、転位セル組織と認定しない。観察した３０視野のうち、転位セル組織が形成されている視野の個数を求める。そして、次式により、転位セル組織率（％）を定義する。
　転位セル組織率＝転位セル組織が形成されている視野の個数／視野の総個数×１００
　上述の写真画像（明視野像）の画素値のヒストグラムの中央値の算出、写真画像の２値化処理、及び、低密度転位領域１０２の外延の特定、及び、低密度転位領域１０２の面積の算出は、いずれも、周知の画像処理ソフトウェアを利用すればよい。周知の画像処理ソフトウェアはたとえば、ＩｍａｇｅＪ（商品名）である。なお、ＩｍａｇｅＪ以外の画像処理ソフトウェアでも同様の解析が可能であることは当業者に周知である。
　上記化学組成を有し、かつ、上述の定義に基づく転位セル組織率が５０％以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋼材において、高い強度が得られる。その理由は定かではないが、次の理由が考えられる。転位セル組織のうち、高密度転位領域であるセル壁領域１０１では、転位が密集して互いに絡み合っている。そのため、セル壁領域１０１を構成する転位は移動しにくく、固定されている。その結果、オーステナイト系ステンレス鋼材の強度が高まると考えられる。
　なお、オーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０以上であり、転位セル組織率が５０％以上であっても、鋼材中に粗大な析出物が多く存在すれば、粗大な析出物と母相（オーステナイト）との界面に水素が吸蔵され、耐水素脆性が低下する。そこで、本発明者らは、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０以上であり、転位セル組織率が５０％以上であるオーステナイト系ステンレス鋼材において、粗大析出物と耐水素脆性との関係ついて調査及び検討を行った。その結果、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０以上であり、転位セル組織率が５０％以上であるオーステナイト系ステンレス鋼材において、長軸が１．０μｍ以上の析出物の個数密度を５．０個／０．２ｍｍ２以下にすれば、耐水素脆性に優れ、かつ、高い引張強度が得られることを見出した。
　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、次の構成を有する。
　［１］
　オーステナイト系ステンレス鋼材であって、
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１００％以下、
　Ｓｉ：１．００％以下、
　Ｍｎ：５．００％以下、
　Ｃｒ：１５．００～２２．００％、
　Ｎｉ：１０．００～２１．００％、
　Ｍｏ：１．２０～４．５０％、
　Ｐ：０．０５０％以下、
　Ｓ：０．０５０％以下、
　Ａｌ：０．１００％以下、
　Ｎ：０．１００％以下、
　Ｃｕ：０～０．７０％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物、からなり、
　ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０～８．０未満であり、
　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、転位セル組織率が５０～８０％未満であり、長軸が１．０μｍ以上の析出物の個数密度が、５．０個／０．２ｍｍ２以下である、
　オーステナイト系ステンレス鋼材。
　［２］
　［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
　前記オーステナイト結晶粒度番号は、５．８以上である、
　オーステナイト系ステンレス鋼材。
　［３］
　［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、
　前記転位セル組織率は５５％以上である、
　オーステナイト系ステンレス鋼材。
　［４］
　［１］～［３］のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
　前記長軸が１．０μｍ以上の析出物の個数密度が、４．５個／０．２ｍｍ２以下である、
　オーステナイト系ステンレス鋼材。
　［５］
　［１］～［４］のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
　前記化学組成は、
　Ｃｕ：０．０１～０．７０％、を含有する、
　オーステナイト系ステンレス鋼材。
　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。
　Ｃ：０．１００％以下
　炭素（Ｃ）は不可避の不純物である。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃはオーステナイト結晶粒界に炭化物を生成して、鋼材の耐水素脆性を低下する。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、鋼材の耐水素脆性が低下する。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０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％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０．０２５％である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量が過剰に低減すれば、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％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
　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、ＳｉがＮｉ及びＣｒ等と結合してシグマ（σ）相の形成を助長する。Ｓｉ含有量が１．００％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、σ相の生成により、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０．９０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％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０．０２％である。鋼の脱酸作用をより有効に高めるためのＳｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｍｎ：５．００％以下
　マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｍｎ含有量は０％超である。Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、δフェライトの生成が促進される。Ｍｎ含有量が５．００％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、δフェライトが生成して、鋼材の耐水素脆性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は５．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．６０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は４．８０％であり、さらに好ましくは４．３０％であり、さらに好ましくは３．８０％であり、さらに好ましくは３．３０％であり、さらに好ましくは２．９５％である。
　Ｃｒ：１５．００～２２．００％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼材の耐水素脆性を高める。Ｃｒはさらに、転位セル組織の生成を促進する。Ｃｒ含有量が１５．００％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、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が２２．００％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、粗大なＭ２３Ｃ６等の炭化物が生成する。この場合、鋼材の耐水素脆性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１５．００～２２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１５．５０％であり、さらに好ましくは１６．００％であり、さらに好ましくは１６．５０％であり、さらに好ましくは１７．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２１．５０％であり、さらに好ましくは２１．００％であり、さらに好ましくは２０．５０％であり、さらに好ましくは２０．００％であり、さらに好ましくは１９．５０％であり、さらに好ましくは１９．００％であり、さらに好ましくは１８．５０％である。
　Ｎｉ：１０．００～２１．００％
　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。そのため、鋼材の耐水素脆性が高まる。Ｎｉ含有量が１０．００％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２１．００％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、上記効果が飽和して、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は１０．００～２１．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は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１１．５０％であり、さらに好ましくは１２．００％であり、さらに好ましくは１２．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１７．５０％であり、さらに好ましくは１７．００％であり、さらに好ましくは１６．５０％であり、さらに好ましくは１６．００％であり、さらに好ましくは１５．５０％であり、さらに好ましくは１５．００％であり、さらに好ましくは１４．５０％である。
　Ｍｏ：１．２０～４．５０％
　モリブデン（Ｍｏ）は鋼材の耐水素脆性及び強度を高める。Ｍｏはさらに、結晶粒を微細化し、転位セル組織を生成しやすくする。Ｍｏ含有量が１．２０％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、この効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が４．５０％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、その効果は飽和し、製造コストが高くなるだけである。したがって、Ｍｏ含有量は１．２０～４．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．３０％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．６０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は３．５０％であり、さらに好ましくは３．２０％であり、さらに好ましくは３．００％である。
　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含有量が０．０５０％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、鋼材の熱間加工性及び靭性が低下する。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０．０４５％であり、さらに好ましくは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０．０２５％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、製造コストを増大する。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０．００５％である。
　Ｓ：０．０５０％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含有量が０．０５０％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、鋼材の熱間加工性及び靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％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、製造コストを増大する。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％である。
　Ａｌ：０．１００％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は不可避に含有される。つまり、Ａｌ含有量は０％超である。Ａｌは鋼を脱酸する。Ａｌが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ａｌ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、鋼材中に酸化物及び金属間化合物が生成しやすくなり、鋼材の靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下である。鋼材をより有効に脱酸するためのＡｌ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。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。本明細書において、Ａｌ含有量はｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｎ：０．１００％以下
　窒素（Ｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは鋼材の強度を高める。Ｎ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、Ｎ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、粗大な窒化物が生成しやすくなる。したがって、Ｎ含有量は０．１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％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、本実施形態の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の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕを含有してもよい。
　Ｃｕ：０～０．７０％
　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、鋼材の耐食性を高める。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０．７０％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、Ｃｕ含有量は０～０．７０％である。Ｃｕ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％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　［オーステナイト結晶粒度番号］
　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、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号は５．０～８．０未満である。ここで、ＡＳＴＭはアメリカ材料試験協会（Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｓｏｃｉｅｔｙ　ｆｏｒ　Ｔｅｓｔｉｎｇ　ａｎｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌ）の略称である。
　オーステナイト結晶粒度番号が５．０未満であれば、後述の転位セル組織が形成されにくい。転位セル組織が形成されなければ、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において、強度が低くなる。
　オーステナイト結晶粒度番号が５．０以上であれば、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において、転位セル組織が形成される。具体的には、オーステナイト結晶粒度番号が５．０以上であれば、結晶粒が微細になる。そのため、結晶粒内に形成される転位が短い。短い転位は移動しやすいため、互いに絡まりやすく、その結果、転位セル組織が形成されやすくなる。
　上述の化学組成を有する鋼材において、オーステナイト結晶粒度番号が５．０以上であり、かつ、ミクロ組織において、転位セル組織率が５０％以上であれば、優れた耐水素脆性が得られるだけでなく、結晶粒度の微細化及び転位セル組織の相乗効果による高い強度が得られる。好ましい結晶粒度番号の下限は５．５であり、さらに好ましくは５．８であり、さらに好ましくは５．９であり、さらに好ましくは６．０であり、さらに好ましくは６．１である。
　なお、オーステナイト結晶粒度番号の上限は特に限定されない。しかしながら、後述の製造方法によりオーステナイト系ステンレス鋼材を製造する場合、オーステナイト結晶粒度番号は８．０未満となる。したがって、本実施形態において、オーステナイト系ステンレス鋼材の結晶粒度番号の上限は８．０未満である。オーステナイト系ステンレス鋼材の結晶粒度番号の好ましい上限は７．９であり、さらに好ましくは７．８であり、さらに好ましくは７．５であり、さらに好ましくは７．０である。
　オーステナイト結晶粒度番号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垂直に切断する。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管である場合、図６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ｔ／２位置（つまり、肉厚中央位置）を採取位置Ｐ１と定義する。外面から肉厚方向にｔ／４位置を採取位置Ｐ２と定義する。内面から肉厚方向にｔ／４位置を採取位置Ｐ３と定義する。採取位置Ｐ１から採取したサンプルを、サンプルＰ１という。採取位置Ｐ２から採取したサンプルを、サンプルＰ２という。採取位置Ｐ３から採取したサンプルを、サンプルＰ３という。各サンプルＰ１～Ｐ３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する。サンプルＰ１は、被検面の中心位置がほぼｔ／２位置に相当するように採取される。サンプルＰ２は、被検面の中心位置がほぼｔ／４位置に相当するように採取される。サンプルＰ３は、被検面の中心位置がほぼｔ／４位置に相当するように採取される。
　オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼である場合、図７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Ｒ位置、つまり、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の中心位置を、採取位置Ｐ１と定義する。断面の中心位置を含む直径において、直径の一端の表面から径方向にＲ／２位置を、採取位置Ｐ２と定義する。直径の他端の表面から径方向にＲ／２位置を、採取位置Ｐ３と定義する。採取位置Ｐ１～Ｐ３から、サンプルＰ１～Ｐ３を採取する。各サンプルＰ１～Ｐ３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する。サンプルＰ１は、被検面の中心位置が、棒鋼の長手方向に垂直な断面の中心位置に相当するように採取される。サンプルＰ２は、被検面の中心位置がほぼＲ／２位置に相当するように採取される。サンプルＰ３は、被検面の中心位置がほぼＲ／２位置に相当するように採取される。
　オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合、図８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ｔ／２位置を、採取位置Ｐ１と定義する。上面から板厚方向にｔ／４位置を、採取位置Ｐ２と定義する。下面から板厚方向にｔ／４位置を、採取位置Ｐ３と定義する。採取位置Ｐ１～Ｐ３から、サンプルＰ１～Ｐ３を採取する。各サンプルＰ１～Ｐ３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する。サンプルＰ１は、被検面の中心位置がほぼｔ／２位置に相当するように採取される。サンプルＰ２は、被検面の中心位置がほぼｔ／４位置に相当するように採取される。サンプルＰ３は、被検面の中心位置がほぼｔ／４位置に相当するように採取される。
　各サンプルＰ１～Ｐ３の被検面を鏡面研磨する。鏡面研磨された被検面に対して、混酸（塩酸：硝酸＝１：１で混合した溶液）を用いた腐食を実施して、オーステナイト結晶粒界を現出させる。各サンプルＰ１～Ｐ３の被検面に対して、光学顕微鏡を用いて組織観察を行う。組織観察での光学顕微鏡の倍率を１００倍とする。各サンプルＰ１～Ｐ３の被検面において、任意の３視野を選定する。各視野のサイズは１０００μｍ×１０００μｍとする。各視野において、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠して、オーステナイト結晶粒度番号を測定する。９個の視野（各サンプルＰ１～Ｐ３で３つの視野）で得られたオーステナイト結晶粒度番号の算術平均値を、オーステナイト系ステンレス鋼材のオーステナイト結晶粒度番号と定義する。
　［転位セル組織］
　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、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、転位セル組織率が５０～８０％未満である。ここで、転位セル組織率は、次の方法で定義される。
　［転位セル組織率の定義］
　本実施形態の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、各視野のサイズが４．２μｍ×４．２μｍの任意の３０視野を選定する。選定された各視野において、ＴＥＭ画像（明視野像）を生成する。生成したＴＥＭ画像において、転位密度が高いセル壁領域１０１と、転位密度が低い低密度転位領域１０２とを特定する。各視野において、特定された複数の低密度転位領域１０２のうち、０．２０μｍ２以上の低密度転位領域１０２が９個以上存在する視野を、転位セル組織が形成されている視野と認定する。すべての視野（３０視野）に対する、転位セル組織が形成されている視野の個数の割合を、転位セル組織率（％）と定義する。
　より具体的には、転位セル組織率は次の方法で特定する。
　［転位セル組織率の測定方法］
　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、上述の採取位置Ｐ１～Ｐ３から転位セル組織観察用のサンプルＰ１～Ｐ３を採取する。各サンプルＰ１～Ｐ３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する。サンプルＰ１～Ｐ３の厚さが３０μｍになるまで湿式研磨を行う。湿式研磨後、過塩素酸（１０ｖｏｌ．％）とエタノール（９０ｖｏｌ．％）との混合液を用いて、各サンプルＰ１～Ｐ３に対して電解研磨を実施して、薄膜サンプルＰ１～Ｐ３とする。各薄膜サンプルＰ１～Ｐ３の被検面に対して、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）を用いた組織観察を実施する。具体的には、各サンプルの被検面のうち、任意の１０視野でＴＥＭ観察を実施する。各視野のサイズは４．２μｍ×４．２μｍの矩形とする。ＴＥＭ観察時の加速電圧は２００ｋＶとする。＜１１０＞の入射電子線により観察可能な結晶粒を観察対象とする。各視野において明視野像を生成する。
　各視野の明視野像を用いて、各視野が転位セル組織か否かを、次の方法で判定する。各明視野像において、画素値（０～２５５）の頻度を示すヒストグラムを生成し、ヒストグラムの中央値を求める。なお、各視野の明視野像の画素数は特に限定されないが、たとえば、１０万画素以上１５万画素以下とする。中央値をしきい値として、明視野像を２値化する。２値化画像の一例である図４では、黒色の領域が、転位密度が高い領域である。そこで、黒色の領域をセル壁領域１０１と認定する。一方、白色の領域は、転位密度が低い領域である。そこで、セル壁領域１０１で囲まれた白色の閉領域を、低密度転位領域１０２と定義する。白色の閉領域（低密度転位領域１０２）の外延を画定し、各低密度転位領域１０２の面積を求める。そして、面積が０．２０μｍ２以上の低密度転位領域１０２を、「転位セル」と認定する。
　各視野中（４．２μｍ×４．２μｍ）における、転位セル（０．２０μｍ２以上の面積を有する低密度転位領域１０２）の個数を求める。そして、各視野において、転位セルが９個以上存在する場合、その視野は、転位セル組織が形成されている視野であると認定する。なお、各視野において、視野（４．２μｍ×４．２μｍの矩形の明視野像）の向かい合った２つの辺（対辺）の両方と交差する直線が３本以上存在する場合、その視野はプラナー構造であると認定し、転位セル組織と認定しない。観察した３０視野のうち、転位セル組織が形成されている視野の個数を求める。そして、次式により、転位セル組織率（％）を定義する。
　転位セル組織率＝転位セル組織が形成されている視野の個数／視野の総個数×１００
　本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼材では、上述の定義により求めた転位セル組織率が５０％以上である。そのため、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼材は、耐水素脆性に優れるだけでなく、高い強度が得られる。セル壁領域１０１では、転位が密集して互いに絡み合っている。そのため、転位セル組織を構成する転位は移動しにくい。その結果、オーステナイト系ステンレス鋼材の強度が高まると考えられる。
　転位セル組織率の上限は特に限定されず、転位セル組織率は高い方が好ましい。しかしながら、転位セル組織率が５０～８０％未満であれば、耐水素脆性に優れ、かつ、十分に高い強度が得られる。転位セル組織率の好ましい下限は５３％であり、さらに好ましくは５５％であり、さらに好ましくは５６％であり、さらに好ましくは５７％であり、さらに好ましくは５８％であり、さらに好ましくは５９％であり、さらに好ましくは６０％である。転位セル組織率の上限は７９％であってもよいし、７８％であってもよいし、７７％であってもよいし、７５％であってもよいし、７２％であってもよいし、７０％であってもよいし、６８％であってもよい。
　［鋼材中の粗大析出物の個数密度について］
　本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材ではさらに、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において、長軸が１．０μｍ以上の析出物の個数密度が５．０個／０．２ｍｍ２以下である。
　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において、長軸が１．０μｍ以上の析出物を、「粗大析出物」と定義する。析出物は炭化物、窒化物、炭窒化物等であり、たとえば、Ｍ２３Ｃ６型の炭化物である。粗大析出物は、母相（オーステナイト）との界面に水素を吸着しやすい。そのため、粗大析出物の個数が多ければ、オーステナイト系ステンレス鋼材の耐水素脆性が低下する。なお、長軸が１．０μｍ未満の析出物は、粗大析出物と比較して、水素が吸着されにくい。そのため、粗大析出物と比較して、耐水素脆性への影響は極めて小さい。そのため、本実施形態では、粗大析出物に着目する。
　粗大析出物個数が５．０個／０．２ｍｍ２よりも多ければ、オーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が６．０～８．０未満であり、転位セル組織率が５０～８０％未満であっても、十分な耐水素脆性が得られない。粗大析出物個数が５．０個／０．２ｍｍ２以下であれば、オーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０～８．０未満であり、転位セル組織率が５０～８０％未満であることを前提として、優れた耐水素脆性が得られる。
　［粗大析出物の個数密度の測定方法］
　粗大析出物の個数密度は次の方法で測定できる。上述のサンプル採取位置Ｐ１～Ｐ３から粗大析出物個数密度測定用のサンプルを採取する。以下、採取位置Ｐ１から採取したサンプルをサンプルＰ１と称する。採取位置Ｐ２から採取したサンプルをサンプルＰ２と称する。採取位置Ｐ３から採取したサンプルをサンプルＰ３と称する。
　各サンプルＰ１～Ｐ３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する。被検面を鏡面研磨する。鏡面研磨後のサンプルＰ１～Ｐ３に対して、混酸（塩酸：硝酸＝１：１で混合した溶液）を用いた腐食を実施して、オーステナイト結晶粒界及び析出物を現出させる。エッチング後の被検面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて反射電子像にて１視野観察する。視野サイズは４００μｍ×５００μｍとする。視野中の析出物は、コントラストにより特定可能である。図９は、反射電子像の一例である。図９を参照して、視野中の黒色領域５００が、析出物である。
　析出物の長軸を測定する。具体的には、析出物と母相（オーステナイト）との界面において、任意の２点を結ぶ直線のうち、最長の直線を、長軸（μｍ）と定義する。析出物のうち、長軸が１．０μｍ以上である析出物を、「粗大析出物」として特定する。特定された粗大析出物の個数を求める。得られた粗大析出物の個数と、視野面積（０．２ｍｍ２）とに基づいて、各サンプルＰ１～Ｐ３での粗大析出物の個数密度（個／０．２ｍｍ２）を求める。そして、３つの個数密度の算術平均値を、粗大析出物の個数密度（個／０．２ｍｍ２）と定義する。
　以上のとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、化学組成中の各元素が上述の範囲内であり、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０～８．０未満であり、転位セル組織率が５０～８０％未満であり、長軸が１．０μｍ以上の析出物の個数密度が、５．０個／０．２ｍｍ２以下である。そのため、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、優れた耐水素脆性が得られるだけでなく、高い引張強度も得られる。長軸が１．０μｍ以上の析出物の個数密度の好ましい上限は４．７個／０．２ｍｍ２であり、さらに好ましくは４．３個／０．２ｍｍ２であり、さらに好ましくは４．０個／０．２ｍｍ２であり、さらに好ましくは３．７個／０．２ｍｍ２であり、さらに好ましくは３．３個／０．２ｍｍ２であり、さらに好ましくは３．０個／０．２ｍｍ２であり、さらに好ましくは２．７個／０．２ｍｍ２である。
　［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。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は棒鋼であってもよい。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は鋼板であってもよい。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、鋼管、棒鋼、鋼板以外の他の形状であってもよい。
　［本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の用途］
　本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、耐水素脆性及び高強度が求められる用途に広く適用可能である。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は特に、高圧水素ガス環境用途の部材に利用可能である。高圧水素ガス環境用途とはたとえば、燃料電池自動車に搭載される高圧水素容器に利用される部材や、燃料電池自動車に水素を供給する水素ステーションに設置される高圧水素容器に利用される部材等である。ただし、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、高圧水素ガス環境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材は、耐水素脆性及び高強度が要求される用途に広く適用可能である。
　［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。
　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は、準備工程と、熱処理工程と、冷間加工工程とを備える。各工程について詳述する。
　［準備工程］
　準備工程では、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。上述の化学組成を有する中間鋼材は、第三者から購入したものを利用してもよい。また、製造したものを利用してもよい。中間鋼材を製造する場合、たとえば、次の方法で製造する。
　上述の化学組成を有する溶鋼を周知の方法で製造する。製造された溶鋼を用いて、周知の鋳造法により鋳造材を製造する。たとえば、造塊法によりインゴットを製造する。連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、ビレット等）を製造してもよい。インゴットに対して分塊圧延や熱間鍛造等の熱間加工を実施して、スラブ、ブルーム、ビレットを製造してもよい。以上の工程により、素材を製造する。
　準備された素材に対して熱間加工を実施する（熱間加工工程）。熱間加工はたとえば、熱間鍛造、熱間押出、熱間圧延等である。熱間鍛造はたとえば、鍛伸鍛造である。熱間圧延はたとえば、一列に並んだ複数の圧延スタンド（各圧延スタンドは一対のワークロールを有する）を含むタンデム圧延機を用いてタンデム圧延を実施して、複数回パスの圧延を実施してもよいし、一対のワークロールを有するリバース圧延機等によるリバース圧延を実施して、複数回パスの圧延を実施してもよい。熱間押出はたとえば、ユジーン・セジュルネ法による熱間押出である。以上の製造工程により、中間鋼材を製造してもよい。熱間加工前の好ましい加熱温度Ｔ０は、９５０～１１００℃である。加熱温度Ｔ０での好ましい保持時間ｔ０は２０分～１５０分（２．５時間）である。加熱温度が１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化してしまう。その結果、熱処理工程及び冷間加工工程を実施しても、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０未満となりやすい。
　熱間加工における好ましい減面率は５０％以上である。ここで、減面率（％）は以下の式で定義される。
　減面率＝（１－熱間加工後の中間鋼材の長手方向に垂直な断面積／熱間加工前の素材の長手方向に垂直な断面積）×１００
　減面率の好ましい下限は５５％であり、さらに好ましくは６０％である。減面率の上限は特に限定されない。設備負荷を考慮した場合、減面率の好ましい上限はたとえば９０％である。
　［熱処理工程］
　熱処理工程では、上述の化学組成を有する中間鋼材に対して、熱処理を実施する。具体的には、熱処理温度Ｔ１（℃）で、保持時間ｔ１保持する。そして、保持時間経過後、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。冷却速度はたとえば、１００℃／秒以上である。熱処理温度Ｔ１（℃）、保持時間ｔ１（分）の条件は、次のとおりである。
　熱処理温度Ｔ１：９５０～１２００（℃）
　熱処理温度Ｔ１での保持時間ｔ１：５～（１４００－Ｔ１）／５（分）
　［熱処理温度Ｔ１について］
　熱処理温度Ｔ１が９５０℃未満であれば、中間鋼材中の析出物が十分に固溶せず、鋼材中に残存する。この場合、粗大析出物の個数密度が５．０個／０．２ｍｍ２を超える。一方、熱処理温度Ｔ１が１２００℃を超えれば、オーステナイト結晶粒が粗大化してしまい、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼材のオーステナイト結晶粒度番号が５．０未満となる。したがって、熱処理温度Ｔ１は９５０～１２００℃である。熱処理温度Ｔ１の好ましい下限は９８０℃であり、さらに好ましくは１０５０℃であり、さらに好ましくは１１００℃である。熱処理温度Ｔ１の好ましい上限は１１８０℃である。
　［保持時間ｔ１について］
　Ｆ１＝（１４００－Ｔ１）／５とする。Ｆ１中の「Ｔ１」には、熱処理温度Ｔ１が代入される。保持時間ｔ１が５分未満の場合、中間鋼材中の析出物が十分に固溶せず、鋼材中に残存する。この場合、粗大析出物の個数密度が５．０個／０．２ｍｍ２を超える。一方、保持時間ｔ１が（１４００－Ｔ１）／５分を超えれば、転位セル組織率が５０％未満となる。したがって、熱処理温度Ｔ１での保持時間ｔ１は、５～（１４００－Ｔ１）／５分である。保持時間ｔ１の好ましい下限は１０分であり、さらに好ましくは１５分である。保持時間ｔ１の好ましい上限はＦ１－５（分）であり、さらに好ましくはＦ１－１０（分）である。
　上述のとおり、熱処理温度Ｔ１で保持時間ｔ１保持した後の中間鋼材を急冷する。これにより、熱処理により固溶した合金元素が冷却中に析出するのを抑制する。急冷はたとえば水冷、油冷である。水冷方法としては、鋼材を水槽に浸漬して冷却してもよいし、シャワー水冷又はミスト冷却により鋼材を急冷してもよい。
　鋼材を熱間加工により製造する場合、熱処理工程は、熱間加工完了直後の鋼材に対して実施してもよい。たとえば、熱間加工完了直後の鋼材温度（仕上げ温度）を９５０～１２００℃とし、ｔ１時間保持した後、急冷してもよい。この場合、上述の熱処理炉を用いた熱処理と同等の効果が得られる。熱間加工完了直後の鋼材を急冷する場合、熱処理工程の熱処理温度Ｔ１は、熱間加工直後の中間鋼材の温度（℃）に相当する。
　［冷間加工工程］
　冷間加工工程では、熱処理工程後の中間鋼材に対して冷間加工を実施する。冷間加工はたとえば、冷間抽伸、冷間鍛造、冷間圧延等である。たとえば、鋼材が鋼管又は棒鋼である場合、冷間抽伸を実施する。鋼材が鋼板である場合、冷間圧延を実施する。
　冷間加工工程での断面減少率ＲＲは１５．０％以上とする。冷間加工工程における断面減少率ＲＲ（％）は次の式で定義される。
　断面減少率ＲＲ＝（１－（冷間加工工程での冷間加工完了後の中間鋼材の断面積／冷間加工工程前の中間鋼材の断面積））×１００
　ここで、中間鋼材の断面積とは、中間鋼材の長手方向（軸方向）に垂直な断面の面積（ｍｍ２）を意味する。
　冷間加工工程での断面減少率ＲＲが１５．０％未満である場合、転位セル組織率が５０％未満となる。そのため、十分に高い強度が得られない。したがって、冷間加工工程での断面減少率ＲＲは１５．０％以上である。断面減少率ＲＲの好ましい下限は１８．０％であり、さらに好ましくは１９．０％であり、さらに好ましくは２０．０％である。
　断面減少率ＲＲの上限は特に限定されない。しかしながら、断面減少率が８０．０％を超えれば、強度向上の効果が飽和する。したがって、断面減少率ＲＲの好ましい上限は８０．０％である。断面減少率ＲＲのさらに好ましい上限は７５．０％であり、さらに好ましくは７０．０％である。なお、冷間加工工程（冷間抽伸、又は冷間圧延）での加工方向は一方向である。例えば、冷間圧延を複数方向から実施した場合、一方の方向での冷間圧延を実施して形成されたセル壁領域１０１が、他方の方向での冷間圧延により崩れてしまう。その結果、転位セル組織が十分に形成されない。したがって、本実施形態では、冷間加工の方向は一方向である。
　以上の製造工程により、上述の化学組成を有し、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０～８．０未満であり、転位セル組織率が５０～８０％未満であり、長軸が１．０μｍ以上の析出物の個数密度が、５．０個／０．２ｍｍ２以下である、オーステナイト系ステンレス鋼材を製造することができる。
　なお、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を製造する方法の一例である。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は、上述の化学組成を有し、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０～８．０未満であり、転位セル組織率が５０～８０％未満であり、長軸が１．０μｍ以上の析出物の数密度が、５．０個／０．２ｍｍ２以下であれば、他の製造方法により製造されてもよい。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を製造する好適な一例である。
　実施例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効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。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はこの一条件例に限定されない。
　表１に示す化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼を１８０ｋｇ真空溶解して、インゴットを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　インゴットに対して熱間鍛造及び熱間圧延を実施して、幅２００ｍｍ×厚さ２０ｍｍの鋼板（中間鋼材）を製造した。なお、いずれの試験番号（表２参照）においても、熱間鍛造時の加熱温度Ｔ０（℃）、及び、加熱温度Ｔ０（℃）での保持時間ｔ０（分）は表２に示すとおりであった。熱間鍛造時における減面率はいずれも６５％であった。製造された各試験番号の中間鋼材に対して、熱処理工程を実施した。熱処理工程での熱処理温度Ｔ１、及び、熱処理温度Ｔ１（℃）での保持時間ｔ１（分）は表２に示すとおりであった。保持時間経過後の鋼板を熱処理炉から抽出直後に水冷した。冷却速度はたとえば、１００℃／秒以上であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　熱処理工程後の中間鋼材に対して、冷間加工工程を実施した。冷間加工工程として、冷間圧延を実施した。冷間加工工程での断面減少率ＲＲは、表２に示すとおりであった。なお、試験番号１６では、冷間加工工程を実施しなかった。そのため、試験番号１６の冷間加工工程での断面減少率ＲＲは０％であった。なお、冷間圧延の圧延方向は一方向であった。以上の製造工程により、オーステナイト系ステンレス鋼材（鋼板）を製造した。
　［評価試験］
　［結晶粒度番号測定試験］
　図８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）と定義した。上面から板厚方向にｔ／２位置を、採取位置Ｐ１と定義した。上面から板厚方向にｔ／４位置を、採取位置Ｐ２と定義した。下面から板厚方向にｔ／４位置を、採取位置Ｐ３と定義した。採取位置Ｐ１～Ｐ３から、サンプルＰ１～Ｐ３を採取した。各サンプルＰ１～Ｐ３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した。サンプルＰ１は、被検面の中心位置がほぼｔ／２位置に相当するように採取した。サンプルＰ２は、被検面の中心位置がほぼｔ／４位置に相当するように採取した。サンプルＰ３は、被検面の中心位置がほぼｔ／４位置に相当するように採取した。
　各サンプルＰ１～Ｐ３の被検面を鏡面研磨した。鏡面研磨された被検面に対して、混酸（塩酸：硝酸＝１：１で混合した溶液）を用いた腐食を実施して、オーステナイト結晶粒界を現出させた。各サンプルＰ１～Ｐ３の被検面に対して、光学顕微鏡を用いて組織観察を行った。組織観察での光学顕微鏡の倍率は１００倍とした。各サンプルＰ１～Ｐ３の被検面において、任意の３視野を選定した。各視野のサイズは１０００μｍ×１０００μｍとした。各視野において、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠して、オーステナイト結晶粒度番号を測定した。９個の視野（各サンプルＰ１～Ｐ３で３つの視野）で得られたオーステナイト結晶粒度番号の算術平均値を、オーステナイト結晶粒度番号と定義した。得られたオーステナイト結晶粒度番号を表２に示す。
　［転位セル組織率算定試験］
　図８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）として、上面から板厚方向にｔ／２位置である採取位置Ｐ１、上面から板厚方向にｔ／４位置である採取位置Ｐ２、下面から板厚方向にｔ／４位置である採取位置Ｐ３から、転位セル組織観察用のサンプルＰ１～Ｐ３を採取した。各サンプルＰ１～Ｐ３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した。サンプルの厚さが３０μｍになるまで湿式研磨を行った。湿式研磨後、過塩素酸（１０ｖｏｌ．％）とエタノール（９０ｖｏｌ．％）との混合液を用いて、各サンプルＰ１～Ｐ３に対して電解研磨を実施して、薄膜サンプルＰ１～Ｐ３を作製した。各薄膜サンプルＰ１～Ｐ３の被検面に対して、ＴＥＭを用いた組織観察を実施した。具体的には、各薄膜サンプルＰ１～Ｐ３の被検面のうち、任意の１０視野（薄膜サンプルＰ１で１０視野、薄膜サンプルＰ２で１０視野、薄膜サンプルＰ３で１０視野）でＴＥＭ観察を実施した。各視野のサイズは４．２μｍ×４．２μｍとした。ＴＥＭ観察時の加速電圧は２００ｋＶとした。＜１１０＞の入射電子線により観察可能な結晶粒を観察対象とした。各視野において明視野像を生成した。
　各視野の明視野像を用いて、各視野が転位セル組織か否かを、次の方法で判定した。得られた明視野像において、画素値（０～２５５）の頻度を示すヒストグラムを生成し、ヒストグラムの中央値を求めた。なお、各視野の明視野像の画素数は１１７３０６ピクセルであった。中央値をしきい値として、明視野像を２値化した。２値化した画像において、白色の領域である低密度転位領域１０２を特定した。低密度転位領域１０２の外延を画定し、各低密度転位領域１０２の面積を求めた。そして、面積が０．２０μｍ２以上の低密度転位領域１０２を、「転位セル」と認定した。各視野中（４．２μｍ×４．２μｍ）における、転位セル（０．２０μｍ２以上の面積を有する低密度転位領域１０２）の個数を求めた。そして、各視野において、転位セルが９個以上存在する場合、その視野を、転位セル組織が形成されている視野であると認定した。観察した３０視野のうち、転位セル組織が形成されている視野の個数を求めた。そして、次式により、転位セル組織率（％）を定義した。
　転位セル組織率＝転位セル組織が形成されている視野の個数／視野の総個数×１００
　得られた転位セル組織率を表２に示す。
　［粗大析出物の個数密度の測定試験］
　粗大析出物の個数密度は次の方法で測定した。上述のサンプル採取位置Ｐ１～Ｐ３から粗大析出物個数密度測定用のサンプルを採取した。
　各サンプルＰ１～Ｐ３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した。被検面を鏡面研磨した。鏡面研磨後のサンプルＰ１～Ｐ３に対して、混酸（塩酸：硝酸＝１：１で混合した溶液）を用いた腐食を実施して、オーステナイト結晶粒界及び析出物を現出させた。エッチング後の被検面を、ＳＥＭを用いて反射電子像にて１視野観察した。視野サイズは４００μｍ×５００μｍとした。視野中の析出物の長軸を測定した。具体的には、析出物と母相（オーステナイト）との界面において、任意の２点を結ぶ直線のうち、最長の直線を、長軸（μｍ）と定義した。析出物のうち、長軸が１．０μｍ以上である析出物を、「粗大析出物」として特定した。特定された粗大析出物の個数を求めた。得られた粗大析出物の個数と、視野面積（０．２ｍｍ２）とに基づいて、各サンプルＰ１～Ｐ３での粗大析出物の個数密度（個／０．２ｍｍ２）を求めた。そして、３つの個数密度の算術平均値を、粗大析出物の個数密度（個／０．２ｍｍ２）と定義した。得られた粗大析出物の個数密度を、表２に示す。
　［低ひずみ速度引張試験］
　各試験番号の鋼板に対して、低ひずみ速度引張試験（Ｓｌｏｗ　Ｓｔｒａｉｎ　Ｒａｔｅ　Ｔｅｓｔ：ＳＳＲＴ）を実施した。具体的には、鋼板の板厚中央位置から、丸棒引張試験片を複数作製した。丸棒引張試験片の平行部の直径は３．０ｍｍであり、平行部は鋼板の長手方向（圧延方向に相当）に平行であった。平行部の中心軸は、鋼板の板厚中央位置とほぼ一致した。丸棒引張試験片の平行部の表面を、♯１５０、♯４００、及び、♯６００のエミリー紙の順に研磨した後、アセトンで脱脂した。得られた丸棒引張試験片を用いて、常温大気中にて、ひずみ速度３．０×１０－５／秒で引張試験を実施して、破断絞り（破断伸び、単位は％）、及び、引張強度（ＭＰａ）を得た。得られた引張強度を、表２に示す。
　さらに、別の丸棒引張試験片を用いて、９０ＭＰａの水素ガス中において、ひずみ速度３．０×１０－５／秒で引張試験を実施して、破断絞り（破断伸び、単位は％）を得た。次式を用いて、各試験番号の相対破断絞り（％）を求めた。
　相対破断絞り＝９０ＭＰａの水素ガス中での破断絞り／室温大気中での破断絞り×１００
　得られた相対破断絞りが９０．０％以上であれば、耐水素脆性に優れると判断した（表２中の「相対破断絞り評価」欄で「○」）。一方、得られた相対破断絞りが９０．０％未満であれば、耐水素脆性が低いと判断した（表２中の「相対破断絞り評価」欄で「×」）。
　［試験結果］
　表２に試験結果を示す。試験番号１～８及び１７の化学組成は適切であり、製造方法も適切であった。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼材において、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０～８．０未満であった。さらに、転位セル組織率はいずれも５０～８０％未満であった。さらに、粗大析出物個数密度はいずれも５．０個／０．２ｍｍ２以下であった。その結果、試験番号１～８では、引張強度が８００ＭＰａ以上であり、高い引張強度が得られた。さらに、相対破断絞りが９０．０％以上であり、優れた耐水素脆性を示した。
　一方、試験番号９では、Ｃｒ含有量が低すぎた。そのため、相対破断絞りが９０．０％未満であり、耐水素脆性が低かった。
　試験番号１０では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、粗大析出物の個数密度が５．０個／０．２ｍｍ２を超えた。その結果、相対破断絞りが９０．０％未満であり、耐水素脆性が低かった。Ｃｒ炭化物が過剰に生成して、水素割れの起点となったためと考えられる。
　試験番号１１では、Ｍｏ含有量が低すぎた。そのため、転位セル組織率が５０％未満であった。その結果、引張強度が８００ＭＰａ未満であった。さらに、相対破断絞りが９０．０％未満であり、耐水素脆性が低かった。
　試験番号１２では、化学組成は適切であったものの、熱処理工程での熱処理温度Ｔ１が高すぎた。そのため、オーステナイト結晶粒度番号が５．０未満と低かった。さらに、転位セル組織率が５０％未満であった。その結果、引張強度ＴＳが８００ＭＰａ未満であった。
　試験番号１３では、化学組成は適切であったものの、熱処理工程での熱処理温度Ｔ１が低すぎた。そのため、粗大析出物の個数密度が５．０個／０．２ｍｍ２を超えた。その結果、相対破断絞りが９０．０％未満であり、耐水素脆性が低かった。
　試験番号１４では、化学組成は適切であったものの、熱処理工程での保持時間ｔ１が、Ｆ１を超えた。そのため、転位セル組織率が５０％未満であった。そのため、引張強度が８００ＭＰａ未満であった。
　試験番号１５では、冷間加工工程での断面減少率ＲＲが低すぎた。また、試験番号１６では、冷間加工工程を実施しなかった。そのため、試験番号１５及び１６では、転位セル組織率が５０％未満であった。そのため、引張強度が８００ＭＰａ未満であった。
　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。
　１０１　セル壁領域
　１０２　低密度転位領域

Claims (5)

  1. 　オーステナイト系ステンレス鋼材であって、
    　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１００％以下、
    　Ｓｉ：１．００％以下、
    　Ｍｎ：５．００％以下、
    　Ｃｒ：１５．００～２２．００％、
    　Ｎｉ：１０．００～２１．００％、
    　Ｍｏ：１．２０～４．５０％、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．０５０％以下、
    　Ａｌ：０．１００％以下、
    　Ｎ：０．１００％以下、
    　Ｃｕ：０～０．７０％、及び、
    　残部がＦｅ及び不純物、からなり、
    　ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠したオーステナイト結晶粒度番号が５．０～８．０未満であり、
    　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、転位セル組織率が５０～８０％未満であり、長軸が１．０μｍ以上の析出物の個数密度が、５．０個／０．２ｍｍ２以下である、
    　オーステナイト系ステンレス鋼材。
  2. 　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、
    　前記オーステナイト結晶粒度番号は、５．８以上である、
    　オーステナイト系ステンレス鋼材。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
    　前記転位セル組織率は５５％以上である、
    　オーステナイト系ステンレス鋼材。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
    　前記長軸が１．０μｍ以上の析出物の個数密度が、４．５個／０．２ｍｍ２以下である、
    　オーステナイト系ステンレス鋼材。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｕ：０．０１～０．７０％、を含有する、
    　オーステナイト系ステンレス鋼材。
PCT/JP2020/021422 2019-05-31 2020-05-29 オーステナイト系ステンレス鋼材 WO2020241851A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP20813509.5A EP3978635A4 (en) 2019-05-31 2020-05-29 AUSTENITIC STAINLESS STEEL MATERIAL
JP2021522910A JP7307366B2 (ja) 2019-05-31 2020-05-29 オーステナイト系ステンレス鋼材
KR1020217043081A KR102641260B1 (ko) 2019-05-31 2020-05-29 오스테나이트계 스테인리스 강재
CN202080039027.5A CN113924378B (zh) 2019-05-31 2020-05-29 奥氏体系不锈钢钢材
US17/595,174 US20220213571A1 (en) 2019-05-31 2020-05-29 Austenitic stainless steel material

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019102577 2019-05-31
JP2019-102577 2019-05-31

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020241851A1 true WO2020241851A1 (ja) 2020-12-03

Family

ID=73553194

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/021422 WO2020241851A1 (ja) 2019-05-31 2020-05-29 オーステナイト系ステンレス鋼材

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20220213571A1 (ja)
EP (1) EP3978635A4 (ja)
JP (1) JP7307366B2 (ja)
KR (1) KR102641260B1 (ja)
CN (1) CN113924378B (ja)
WO (1) WO2020241851A1 (ja)

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0813095A (ja) * 1994-06-30 1996-01-16 Nkk Corp 耐硝酸腐食性に優れたオーステナイトステンレス鋼
WO2004111285A1 (ja) * 2003-06-10 2004-12-23 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 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
WO2005068674A1 (ja) * 2004-01-13 2005-07-28 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法並びにそれを用いた構造物
JP2009079240A (ja) * 2007-09-25 2009-04-16 Tohoku Univ オーステナイト系ステンレス鋼とその製造方法、原子炉内構造物及び配管
WO2015159554A1 (ja) * 2014-04-17 2015-10-22 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法
WO2016068009A1 (ja) 2014-10-29 2016-05-06 新日鐵住金株式会社 オーステナイトステンレス鋼及びその製造方法
CN107587078A (zh) * 2017-08-25 2018-01-16 张家港浦项不锈钢有限公司 一种耐腐蚀316l不锈钢及其制造方法与应用
JP2019194357A (ja) * 2018-04-26 2019-11-07 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4301686B2 (ja) * 2000-03-10 2009-07-22 新日鐵住金ステンレス株式会社 熱処理時の粗粒化特性および冷間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼線材
JP4331975B2 (ja) * 2003-05-15 2009-09-16 新日本製鐵株式会社 固体高分子型燃料電池セパレータ用ステンレス鋼板の製造方法及び成形方法
JP5412202B2 (ja) * 2009-07-23 2014-02-12 日本精線株式会社 耐水素脆性に優れた高強度ステンレス鋼線及びそれを用いたステンレス鋼成形品
WO2011062152A1 (ja) * 2009-11-18 2011-05-26 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5618057B2 (ja) * 2010-03-29 2014-11-05 日本精線株式会社 耐水素脆性に優れた高強度加工用ステンレス材料及びそのステンレス鋼線、並びにステンレス鋼成形品
JP5201297B2 (ja) * 2011-06-24 2013-06-05 新日鐵住金株式会社 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
JP6222504B1 (ja) * 2016-06-01 2017-11-01 株式会社特殊金属エクセル 準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板並びにその製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0813095A (ja) * 1994-06-30 1996-01-16 Nkk Corp 耐硝酸腐食性に優れたオーステナイトステンレス鋼
WO2004111285A1 (ja) * 2003-06-10 2004-12-23 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 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
WO2005068674A1 (ja) * 2004-01-13 2005-07-28 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法並びにそれを用いた構造物
JP2009079240A (ja) * 2007-09-25 2009-04-16 Tohoku Univ オーステナイト系ステンレス鋼とその製造方法、原子炉内構造物及び配管
WO2015159554A1 (ja) * 2014-04-17 2015-10-22 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法
WO2016068009A1 (ja) 2014-10-29 2016-05-06 新日鐵住金株式会社 オーステナイトステンレス鋼及びその製造方法
CN107587078A (zh) * 2017-08-25 2018-01-16 张家港浦项不锈钢有限公司 一种耐腐蚀316l不锈钢及其制造方法与应用
JP2019194357A (ja) * 2018-04-26 2019-11-07 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3978635A4

Also Published As

Publication number Publication date
US20220213571A1 (en) 2022-07-07
JP7307366B2 (ja) 2023-07-12
CN113924378B (zh) 2022-10-28
CN113924378A (zh) 2022-01-11
EP3978635A1 (en) 2022-04-06
JPWO2020241851A1 (ja) 2020-12-03
EP3978635A4 (en) 2022-08-24
KR102641260B1 (ko) 2024-02-29
KR20220016192A (ko) 2022-02-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2718019C1 (ru) Продукт из мартенситной нержавеющей стали
KR100519262B1 (ko) 내수증기산화성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스 강관및 그 제조방법
EP3401415A1 (en) Austenitic heat-resistant alloy and method for manufacturing same
EP3524705B1 (en) Ni-cr-fe alloy
EP4019651A1 (en) Duplex stainless steel material
JP6693561B2 (ja) 二相ステンレス鋼及び二相ステンレス鋼の製造方法
JP2021167445A (ja) 二相ステンレス鋼材
EP3960885B1 (en) Duplex stainless seamless steel pipe and method for producing duplex stainless seamless steel pipe
JP2021127517A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼材
JP7319525B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼材
JP7114998B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
JP7013302B2 (ja) 二次加工性及び耐高温酸化性に優れるＡｌ含有フェライト系ステンレス鋼材および加工品
WO2020241851A1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼材
CN115485406B (zh) 双相不锈钢无缝钢管
EP3712289A1 (en) Two-phase stainless steel and method for manufacturing two-phase stainless steel
WO2021132634A1 (ja) 合金
JP2020196912A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼材
JP2021066928A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼材
JP7498420B1 (ja) 二相ステンレス鋼材
WO2023170935A1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼材
WO2023238851A1 (ja) オーステナイト系ステンレス合金材
WO2018105698A1 (ja) 軟磁性部品用鋼材、軟磁性部品、及び、軟磁性部品の製造方法
JP2022111733A (ja) 二相ステンレス鋼管

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20813509

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021522910

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20217043081

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020813509

Country of ref document: EP

Effective date: 20220103