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JP7270777B2 - オーステナイト系ステンレス鋼材 - Google Patents

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正治 秦野
和久 松本
三月 松本
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Nippon Steel Stainless Steel Corp
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Description

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼材に関する。
近年、二酸化炭素等の温室効果ガスを排出しないクリーンなエネルギーとして、水素エネルギーが注目されている。水素エネルギーを活用する上で、水素を製造する、貯蔵する、輸送するといった水素関連技術の確立が求められている。
その一方、水素関連技術の確立には様々な問題がある。その一つとして、水素脆化の問題がある。水素エネルギーは、水素ガスを燃料源とするものである。このため、例えば、水素製造装置、貯蔵装置等の関連装置で、金属材料を使用した場合、水素ガスに起因し、材料が脆化する、いわゆる水素脆化の問題が生じる。
製造コスト、強度、耐食性といった観点から、上記関連装置に使用される金属材料の一つとして、オーステナイト系ステンレス鋼がある。そこで、水素脆化を抑制すべく、耐水素ガス脆化性を高めたオーステナイト系ステンレス鋼が開発されている。
一例として、特許文献１および２には、低温での耐水素脆化特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。特許文献１および２に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、化学組成を所定量に調整することで、耐水素脆化特性を向上させている。
特開２０１９－１４３２２７号公報 特開２０１９－１４３２２８号公報 国際公開２０１８／１８０７８８号
上述した水素関連装置を製造する際に、部材または部品を接合する必要が生じる。したがって、素材として用いられるオーステナイト系ステンレス鋼には、耐水素ガス脆化性だけでなく、溶接性をも要求されることがある。
特許文献３には、溶接性に優れた水素用オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。特許文献３に開示された鋼では、Ｎｉ、Ｃｕ等を一定量含有させることで、耐水素性を高めるとともに、溶接性に影響を与えるＳ、Ｐ、Ｃａ、Ａｌ等の含有量を調整している。これにより、鋼の溶接性と耐水素性とを向上させている。
ところで、水素関連装置を製造する際に、溶接ではなく、拡散接合を用いる場合がある。溶接で接合する場合は、大きな形状変化を伴うが、拡散接合で接合する場合は、形状変化を抑制することができるからである。これは、溶接では、素材を溶融、再凝固させ、接合するのに対し、拡散接合では、融点以下の温度で、塑性変形を極力生じない範囲で加圧し、界面間の原子の拡散を利用し、接合するためである。したがって、拡散接合は、寸法精度等が要求される装置を製造するのに適している。
しかしながら、特許文献１～３に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、拡散接合について言及していない。このため、上記ステンレス鋼は、拡散接合で接合した場合には、適切な接合強度を得られず、良好な耐拡散接合性が得られない可能性がある。
本発明は、上記の課題を解決し、耐水素ガス脆化性と拡散接合性とに優れたオーステナイト系ステンレス鋼材を提供することを目的とする。
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のオーステナイト系ステンレス鋼材を要旨とする。
（１）表面に不働態皮膜を有する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：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：８．０～１０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｃｒ：１５．０～１８．０％、
Ｎｉ：７．０～９．０％、
Ｎ：０．１５～０．２５％、
Ａｌ：０．００５～０．２０％、
Ｃａ：０．０００５～０．０１％、
Ｃｕ：１．０％未満、
Ｍｏ：１．０％未満、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．５０％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｚｒ：０～０．５０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｍｇ：０～０．００５％、
Ｇａ：０～０．０１０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
ＲＥＭ：０～０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で算出されるｆ値が、２９．５超３２．５未満である、オーステナイト系ステンレス鋼材。
ｆ値＝Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ－０．２７Ｓｉ＋０．５３Ｃｕ＋１２．９３Ｃ＋７．５５Ｎ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｗ：０．００１～０．５０％、
Ｚｒ：０．０１～０．５０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．００５％、
Ｇａ：０．００１～０．０１０％、
Ｈｆ：０．０１～０．１０％、および
ＲＥＭ：０．０１～０．１０％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材。
（３）前記不働態皮膜中における化学組成のカチオン分率が、下記（ii）式を満足する、上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材。
４．５≦（Ｍｎ＋Ｆｅ）／Ｃｒ＜９．０ ・・・(ii)
但し、上記（ii）式中の各元素記号は、前記不働態皮膜中に含まれる各元素のカチオン分率（原子％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（４）鋼材形状が薄板である、上記（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。
（５）水素製造装置に用いられる、上記（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。
本発明によれば、耐水素ガス脆化性と拡散接合性とに優れたオーステナイト系ステンレス鋼材を得ることができる。
本発明者は、良好な耐水素ガス脆化性と拡散接合性とを有するオーステナイト系ステンレス鋼について検討を行い、以下の（ａ）～（ｄ）の知見を得た。
（ａ）安定度の低いオーステナイト相に加工を加えると、転位密度が高いオーステナイト相の領域と、転位密度が低いオーステナイト相の領域とが形成する。転位密度が高いオーステナイト相の領域では、オーステナイト相が加工誘起マルテンサイトに変態すると同時に、水素ガス脆化の起点を生じさせる。そこで、f値を制御することで、オーステナイト相における局所的な転位密度の上昇を抑制するのが望ましい。これにより、水素ガス脆化の起点が形成されるのを抑制できるからである。
（ｂ）Ｃｕは、局所的な転位密度の上昇を抑制して均一なオーステナイト相の加工組織を形成するのに有効である。このため、水素ガス脆化を抑制するのに有効な元素である。その一方、Ｃｕを過度に添加した場合、拡散接合性が低下する場合もある。融点が比較的低いＣｕは、接合時の高温、無酸化雰囲気において、拡散界面に濃化し、溶融しやすくなる。この際、界面に液膜を形成し、界面での接合を阻害すると考えられるからである。
そこで、耐水素ガス脆化性を確保するために、Ｃｕ含有量を一定範囲に制限しつつ、ｆ値の値が適切範囲となるよう、オーステナイト相の安定度を高めることが望ましい。具体的には、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎ含有量を調整してｆ値を高めるといった方法が望ましい。
（ｃ）加えて、拡散接合性を向上させるためには、拡散界面の非金属介在物を低減することが望ましい。拡散接合は、拡散界面付近において原子の拡散を利用して接合する方法である。この際、酸化物、硫化物といった非金属介在物が、界面接触を妨げ、接合しにくくなる。これは、上記非金属介在物が、界面付近に存在すると、接合のために、その破壊、分散、還元が必要となるからである。
界面付近の非金属介在物を低減するために、微量にＡｌ、Ｃａを含有させるのが有効である。これらの元素は、鋼の内部で、Ｏ、Ｓを含む介在物を形成することで、ＯおよびＳを固定化する。この結果、界面付近で、ＯまたはＳを含む非金属介在物の形成を抑制できる。
（ｄ）ステンレス鋼は、表面にＣｒに富む不働態皮膜を形成することで、耐食性を向上させている。この不働態皮膜は接合界面となることから、低酸素環境下でも安定なＣｒ酸化物の還元を要するため、拡散接合性に影響を与える。拡散接合に適しているのは、拡散接合時の無酸化雰囲気中で還元されやすいＭｎ、Ｆｅが濃化している不働態皮膜である。このため、化学組成および製造条件を制御することで、不働態皮膜の組成を制御するのが望ましい。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものであり、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼材は、表面に不働態皮膜を有する。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において、特段の記載が無い場合、含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。また、後述する化学組成は、鋼材全体の平均の化学組成である。
Ｃ：０．１０％以下
Ｃは、オーステナイト相の安定化に有効な元素であり、耐水素ガス脆化性の向上にも寄与する。しかしながら、過剰なＣの含有は、Ｃｒ系炭化物が接合界面での析出および粒界での析出を助長し、拡散接合性と耐食性とを低下させる。このため、Ｃ含有量は、０．１０％以下とする。Ｃ含有量は、０．０８％以下とするのが好ましく、０．０７％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。また、ｆ値を高め、耐水素ガス脆化性を維持したい場合は、Ｃ含有量は、０．０３％以上とするのが好ましく、０．０４％以上とするのがより好ましい。
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸効果を有するが、Ｓｉ含有量が過剰であると、接合界面において酸化物を形成することで、表面清浄性を低下させ、拡散接合性を低下させる。このため、Ｓｉ含有量は、１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．８％以下とするのが好ましく、０．７％以下とするのがより好ましく、０．６％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．１％以上とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましく、０．３％以上とするのがさらに好ましい。
Ｍｎ：８．０～１０．０％
Ｍｎは、オーステナイト相の安定化に有効な元素であり、耐水素ガス脆化性の向上に寄与する。また、不働態皮膜中に濃化して拡散接合性の向上にも有効な元素である。このため、Ｍｎ含有量は８．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、８．５％以上とするのが好ましく、９．０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、水素脆化感受性の高いε相の生成を助長し、耐水素ガス脆化性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は、１０．０％以下とする。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として鋼に含有される元素であり、非金属介在物を形成させ、拡散接合性を低下させる場合がある。このため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、０．０２５％以下とするのが好ましく、０．０１５％以下とするのがより好ましい。しかしながら、Ｐ含有量を過剰に低減すると、原料および製造コストが増加する。このため、Ｐ含有量は、０．００５％以上とするのが好ましい。
Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは、不純物として鋼に含有される元素であり、非金属介在物を形成させ、拡散接合性を低下させる。このため、Ｓ含有量は、０．００３０％以下とする。Ｓ含有量は、０．００２０％以下とするのが好ましく、０．００１０％以下とするのがより好ましい。しかしながら、Ｓ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。また、これに加え、熱間加工性が低下する。このため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とするのが好ましい。
Ｃｒ：１５．０～１８．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼において一定量含有させる元素であり、耐食性、特に耐候性を向上させる効果を有する。このため、Ｃｒ含有量は、１５．０％以上とする。しかしながら、Ｃｒはフェライト形成元素である。このため、Ｃｒを過剰に含有させると、オーステナイト相を不安定化させ、耐水素ガス脆化性を低下させる。さらに、過剰なＣｒが不働態皮膜中へ濃化し、拡散接合性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量は、１８．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、１７．０％以下とするのが好ましく、１６．０％以下とするのがより好ましい。
Ｎｉ：７．０～９．０％
Ｎｉは、Ｍｎとともに、耐水素ガス脆化性を確保するために必要な元素である。このため、Ｎｉ含有量は、７．０％以上とする。しかしながら、過剰にＮｉを含有させると、製造コストが増加する。また、再結晶温度が上昇することで、拡散接合性が低下する。このため、Ｎｉ含有量は、９．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、８．５％以下とするのが好ましく、８．０％以下とするのがより好ましい。
Ｎ：０．１５～０．２５％
Ｎは、ＭｎおよびＮｉと同様に、耐水素ガス脆化性の向上に有効な元素である。このため、Ｎ含有量は、０．１５％以上とする。Ｎ含有量は、０．１７％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、溶製時のブローホール等、内部欠陥が発生する場合があり、製造性を低下させる。このため、Ｎ含有量は、０．２５％以下とする。Ｎ含有量は、０．２２％以下とするのが好ましく、０．２０％以下とするのがより好ましい。
Ａｌ：０．００５～０．２０％
Ａｌは、脱酸効果を有する元素であり、鋼中のＯを低減するために必要な元素である。本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼材においては、拡散接合性の観点から、Ｏ含有量は、０．００３％以下にまで低減するのが望ましい。このように、脱酸効果により酸化物系の非金属介在物を低減することができるため、Ａｌを含有させることで、拡散接合性を向上させることができる。したがって、Ａｌ含有量は、脱酸効果を発揮させるため、０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とするのが好ましく、０．０２０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、鋼中での酸化物の形成効果が飽和し、拡散界面においても還元されにくい酸化物が形成する。この結果、耐拡散接合性が低下する。このため、Ａｌ含有量は、０．２０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．１０％以下とするのが好ましく、０．０５％以下とするのがより好ましく、０．０４％以下とするのがさらに好ましい。
Ｃａ：０．０００５～０．０１％
Ｃａも、Ａｌと同様に、脱酸効果を有し、鋼中でＯを低減させる効果を有する。また、鋼中で、硫化物を形成し、Ｓを固定化する。このように、鋼中で非金属介在物を形成させることで、拡散界面における非金属介在物を低減し、拡散接合性を向上させる効果を有する。このため、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましく、０．００２％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃａを過剰に含有させると、鋼中での酸化物の形成効果が飽和し、拡散界面においても還元されにくい酸化物が形成する。この結果、耐拡散接合性が低下する。このため、Ｃａ含有量は、０．０１％以下とする。Ｃａ含有量は、０．００５％以下とするのが好ましい。
Ｃｕ：１．０％未満
Ｃｕは、局所的な転位密度の上昇を抑制して均一なオーステナイト相の加工組織を形成するのに有効である。このため、水素ガス脆化を抑制するのに有効な元素である。しかしながら、Ｃｕを過度に含有させた場合、拡散接合性が低下する場合もある。融点が比較的低いＣｕは、接合時の高温、無酸化雰囲気において、拡散界面に濃化し、溶融しやすくなる。この際、界面に液膜を形成し、界面での接合を阻害すると考えられるからである。このため、Ｃｕ含有量は、１．０％未満とする。Ｃｕ含有量は、０．５％以下とするのが好ましく、０．３％以下とするのがより好ましく、０．０５％未満とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量を過剰に低減すると、溶解原料の制約を招き、製造コストが増加する。さらに、熱間加工性も低下する。このため、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｍｏ：１．０％未満
Ｍｏは、スクラップ等の原料から混入する元素であるが、過剰に含有させると、δフェライト相の生成を促進させ、耐水素ガス脆化性を低下させる。このため、Ｍｏ含有量は、１．０％未満とする。Ｍｏ含有量は、０．５％以下とするのが好ましい。一方、Ｍｏ含有量を過剰に低減すると、溶解原料の制約を招き、製造コストが増加する。このため、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
上記の元素に加えて、さらに、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｇａ、Ｈｆ、およびＲＥＭから選択される一種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
Ｂ：０～０．００５０％
Ｂは、結晶粒界への偏析により、粒界強化とともに鋼材の結晶粒を微細にする。この結果、拡散接合時の粒界移動が促進されるため、間接的に拡散接合性を向上させる効果を有する。また、製造性を向上させる効果も有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、再結晶温度を上昇させることで、拡散接合性が低下する。このため、Ｂ含有量は、０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、０．００３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００２％以上とするのが好ましい。
Ｎｂ：０～０．５０％
Ｎｂは、炭化物または炭窒化物を形成し、鋼材の結晶粒を微細にする。この結果、拡散接合時の粒界移動が促進されるため、間接的に、拡散接合性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、再結晶温度を上昇させることで、拡散接合性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は、０．５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｔｉ：０～０．５０％
Ｔｉは、鋼中にＣ、Ｎを固定化し、鋼中で非金属介在物を形成させ、拡散界面において非金属介在物を低減させる。この結果、Ｔｉは、拡散接合性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、鋼中での非金属介在物の形成効果が飽和し、拡散界面においても非金属介在物が形成する。このため、Ｔｉ含有量は、０．５０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｖ：０～０．５０％
Ｖは、鋼中に固溶または炭窒化物として析出し、強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、炭窒化物が過剰に形成し、拡散接合性および熱間加工時の製造性を低下させる。このため、Ｖ含有量は、０．５０％以下とする。Ｖ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｗ：０～０．５０％
Ｗは、強度および耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、製造コストが増加する。このため、Ｗ含有量は、０．５０％以下とする。Ｗ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｚｒ：０～０．５０％
Ｚｒは、脱酸効果を有し、酸化物を形成することで、拡散接合性を向上させる効果を有する。また、耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを過剰に含有させると、靭性および加工性が低下する。このため、Ｚｒ含有量は、０．５０％以下とする。Ｚｒ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｃｏ：０～０．５０％
Ｃｏは、耐食性を向上させ、オーステナイト相を安定化させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させると、靱性および加工性が低下する。このため、Ｃｏ含有量は、０．５０％以下とする。Ｃｏ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｍｇ：０～０．００５％
Ｍｇは、脱酸効果を有するため、鋼中でＯとの酸化物を形成する。そして、拡散界面において、酸化物といった非金属介在物を低減させ、拡散接合性を向上させる効果を有する。また、熱間加工性を向上させる効果も有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを過剰に含有させると、鋼中での酸化物の形成効果が飽和し、拡散界面においても酸化物が形成する。また、製造コストが増加し、熱間加工性が低下する。このため、Ｍｇ含有量は、０．００５％以下とする。Ｍｇ含有量は、０．００３％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００１％以上とするのが好ましい。
Ｇａ：０～０．０１０％
Ｇａは、熱間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、製造性を低下させる。このため、Ｇａ含有量は、０．０１０％以下とする。Ｇａ含有量は、０．００８％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｈｆ：０～０．１０％
Ｈｆは、強度を向上させ、耐水素ガス脆化性を向上させる効果を有する。また、結晶粒を微細化させるため、間接的に拡散接合性の向上にも寄与する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｈｆを過剰に含有させると、加工性が低下する。このため、Ｈｆ含有量は、０．１０％以下とする。Ｈｆ含有量は、０．００５％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｈｆが含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
ＲＥＭ：０～０．１０％
ＲＥＭは、脱酸効果を有するため、鋼中でＯとの酸化物を形成する。そして、拡散界面において、酸化物といった非金属介在物を低減させ、拡散接合性を向上させる効果を有する。また、熱間加工性および耐食性を向上させる効果も有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを過剰に含有させると、鋼中での酸化物の形成効果が飽和し、拡散界面においても酸化物が形成する。また、製造コストが増加し、熱間加工性が低下する。このため、ＲＥＭ含有量は、０．１０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、０．０５％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、工業的には、ミッシュメタル等の形状で添加されることが多い。
本発明の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
２．ｆ値
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼材では、オーステナイト相の安定性を示す指標として、以下に算出されるｆ値を規定する。具体的には、下記（ｉ）式で算出されるｆ値を、２９．５超３２．５未満とする。
ｆ値＝Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ－０．２７Ｓｉ＋０．５３Ｃｕ＋１２．９３Ｃ＋７．５５Ｎ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
ここで、ｆ値が２９．５以下であると、オーステナイト相の安定性が低く、耐水素ガス脆化性が低下する。このため、ｆ値は、２９．５超とする。
しかしながら、ｆ値が３２．５以上であると、高合金化により再結晶温度が上昇することから、拡散接合性が低下する。また、高合金化に伴い、原料コストが増加し、製造性も低下する。このため、ｆ値は、３２．５未満とする。耐水素ガス脆化性、拡散接合性、経済性の観点から、ｆ値は３０．０以上３１．５以下の範囲とするのが好ましい。
３．不働態皮膜
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼材は、不働態皮膜を有する。上述したように、不働態皮膜の形成状況は、拡散接合性に影響を及ぼす。これは、不働態皮膜が接触する部分が、実質的に接合される拡散界面となるからである。拡散接合は、高温、無酸化雰囲気で行われる。ここで、不働態皮膜は酸化物であり無酸化雰囲気下で還元されて金属表面が露出することで、接合界面において原子の拡散が生じて、接合が進む。Ｃｒ酸化物は低酸素環境下で還元し難く安定である。このため、上述した高温、低酸素環境下において、還元されやすい、Ｍｎ、およびＦｅ酸化物の比率が高い不働態皮膜を形成していることが好ましい。したがって、不働態皮膜中における化学組成のカチオン分率が、下記（ii）式を満足するのが好ましい。
４．５≦（Ｍｎ＋Ｆｅ）／Ｃｒ＜９．０ ・・・(ii)
但し、上記（ii）式中の各元素記号は、不働態皮膜中に含まれる各元素のカチオン分率（原子％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
不働態皮膜中において、Ｃｒのカチオン分率に対するＭｎおよびＦｅの合計のカチオン分率、すなわち上記（ii）式中辺値が４．５未満であると、不働態皮膜中にこれらの元素が十分に濃化せず、拡散接合性を十分に向上させにくくなる。このため、（ii）式中辺値は、４．５以上とするのが好ましく、４．７以上とするのがより好ましく、５．０以上とするのがさらに好ましく、５．５以上とするのが極めて好ましい。
一方、（ii）式中辺値が９．０以上であると、製造性、および耐食性が低下する。このため、（ii）式中辺値は９．０未満とするのが好ましく、８．５以下とするのがより好ましく、８．０以下とするのがさらに好ましい。
ここで、不働態皮膜中の各元素のカチオン分率は、以下の手順で測定することができる。具体的には、Ｘ線光電子分光装置（「ＸＰＳ」ともいう。）を用いて測定する。測定において、Ｘ線源は、ＡｌＫα線とし、入射Ｘ線エネルギーは１４８６．６ｅＶとし、Ｘ線の検出角度は９０°とする。各元素の存在状態は、結合エネルギー付近におけるスペクトルの検出により確認することができる。そして、各スペクトルの積分強度を測定し、Ｃ、Ｏ、Ｎの元素を除くカチオンイオン換算し、各元素のカチオン分率を求めることができる。なお、本発明における鋼材での不働態皮膜とは、表面（圧延面または加工面）から、板厚（厚さ）方向に０．０１μｍまでの酸化皮膜のことをいう。また、不働態皮膜のカチオン分率の測定は、板厚方向上下の圧延面または加工面を表面とし、いずれか一方の表面に形成した不働態皮膜を表面から板厚方向に測定すればよい。
４．形状および用途
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼材の形状は特に限定しないが、例えば、鋼板、特に薄板であるのが好ましい。また、鋼管形状としてもよい。薄板の場合は、板厚０．５～５．０ｍｍ程度であるのが好ましく、鋼管形状の場合は肉厚１．０～６．０ｍｍ程度であるのが好ましい。そして、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼材の用途は、水素用機器に用いられるのが好ましく、例えば、水素製造装置、熱交換器、水素貯蔵用タンク、圧力容器に好適である。
５．製造方法
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼材は、以下に記載の製造方法により安定して製造することができる。
なお、以下の説明では、簡略化のため、鋼材の形状を、鋼板として説明する。上述の化学組成に調整した鋼を常法により溶製、鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を得る。なお、化学組成については、結晶を微細化する効果がある、任意元素、例えば、Ｎｂ、Ｂ等を含有させることで、微細な粒径を有する金属組織となり、拡散接合時の粒界移動が促進されるため、耐拡散接合性が向上しやすくなる。続いて、常法により、熱間圧延を行う。熱間圧延時の条件は、特に限定しないが、通常、鋼片の加熱温度は１１５０～１２７０℃の範囲とするのが好ましく、圧下率は６０．０～９９．５％の範囲であることが好ましい。
なお、熱間圧延後は、必要に応じて、酸洗、焼鈍を施してもよい。続いて、冷間圧延を行う。冷間圧延は、圧下率４０～９０％の範囲で行い、冷延鋼板（冷間加工材）とするのが好ましい。続いて、冷間圧延の後、９００～１１５０℃で、１秒～１０分の等温保持をする焼鈍を行い、冷延鋼板の金属組織をオーステナイト組織とするのが好ましい。
焼鈍後、酸洗に例示されるような脱スケール処理を行うのが好ましい。冷間圧延、焼鈍、脱スケール処理は、複数回繰り返しても構わない。なお、脱スケール処理では、（ii）式を満足する不働態皮膜とするために、後述するソルト法での処理と高圧水スプレーとを行うのが好ましい。
特に、ＭｎおよびＦｅが濃化した、（ii）式を満足する不働態皮膜を形成させるためには、Ｃｒが表面に富化するのを抑制する処理を行うのが好ましい。通常、行われるような酸洗、例えば、硝弗酸浸漬等においては、Ｃｒが富化した不働態皮膜となり、（ii）式を満足するのが難しくなる。このため、Ｃｒの富化を抑制するために、酸洗により鋼板の化学的な溶解を抑制することが望ましく、酸化物（スケール）のみを効率的に除去することが好ましい。そこで、ソルト法での処理を行った後、高圧水スプレーを行うのが好ましい。
具体的には、上述のソルト法の処理では、水酸化ナトリウムおよび硫酸ナトリウム等からなる混合塩に、鋼材を浸漬するのが好ましい。この際の混合塩（以下、「ソルト」とも記載する。）は、４５０～５５０℃に加熱し、溶融槽で溶融させるのが好ましい。すなわち、ソルトへの浸漬温度を４５０～５５０℃の範囲とするのが好ましい。また、この際の浸漬時間は、５～１０秒とするのが好ましい。このような処理により、Ｃｒを含む酸化物（スケール）が高い効率で除去しやすくなる。
上述したソルトへの浸漬温度が、４５０℃未満であると、Ｃｒを含む酸化物を十分、除去することが難しい場合がある。このため、浸漬温度は、４５０℃以上とするのが好ましい。鋼板とスケールとの反応とを促進するためには、浸漬温度は、５００℃超とするのが好ましい。一方、浸漬温度が５５０℃を超えると、鋼板表面において、変色およびソルト残りが発生しやすくなる。このため、浸漬温度は、５５０℃以下とするのが好ましい。
同様に、上記ソルトへの浸漬時間が５秒未満であると、Ｃｒを含む酸化物を十分、除去することが難しい場合がある。このため、スケールとの反応性を考慮し、浸漬時間は、５秒以上とするのが好ましい。一方、浸漬時間が長すぎると、鋼板表面において、変色およびソルト残りが発生しやすくなる。このため、浸漬時間は、１０秒以下とするのが好ましい。
その後、高圧水スプレーにより鋼材表面に残存したＦｅを主体としたスケールを除去するのが好ましい。この際、スプレーの圧力は１ＭＰａ（１０ｋｇｆ／ｃｍ２）程度とし、スプレー照射時間は、６０秒以下とすればよい。
高圧水スプレー後においては、Ｃｒが依然として、表面に濃化している場合が、考えられるため、（ii）式を満足する不働態皮膜を形成させるためには、さらに、Ｃｒが濃化した表面を研磨して削り落とし、ＭｎおよびＦｅが濃化した不働態皮膜を形成させるのが好ましい。
上記工程の理由は、以下のメカニズムによるものである。Ｃｒが濃化した不働態皮膜および表面の直下には、Ｃｒ濃度が母材の組成より低く、相対的に、ＭｎおよびＦｅが濃化した領域が生じる。このため、Ｃｒが濃化した不働態皮膜および表面を研磨により削り取り、ＭｎおよびＦｅが濃化した領域を表出させる。その後、これらの元素が大気中で自然酸化することにより、ＭｎおよびＦｅが濃化した不働態皮膜を形成させるのが好ましい。
なお、研磨は、表面から板厚垂直方向に１０μｍまでの範囲で行うのが好ましい。研磨方法は、機械研磨が好ましいが、例えば、研磨紙または研磨砥石等を用いて研磨してもよい。また、固形研磨剤を用いてもよい。必要に応じて、電解研磨を行ってもよい。この際の表面粗さは、Ｒａが０．３μｍ以下となるように調整するのが好ましい。Ｒａは０．１μｍ以下となるのがより好ましい。なお、表面粗さについては、接触式表面粗さ測定機などを用いて測定すればよい。その後、ＭｎおよびＦｅが濃化した不働態皮膜を形成させるのが好ましい。
上述したように、（ii）式を満足するような不働態皮膜を得るために、研磨は、水スプレー後に行うのが好ましいが、予め、冷間圧延前に、鋼の表面を研削してもよい。冷間圧延前に、表面を研削した場合は、水スプレー後の研磨を行っても行わなくてもよい。また、冷間圧延前に鋼の表面を研削し、さらに水スプレー後に研磨を行ってもよい。この場合、（ii）式中辺値の値を、さらに高めることができる。冷間圧延前に鋼の表面を研削する場合は、表面から板厚垂直方向に１０～２０μｍまでの範囲を研削するのが好ましい。
なお、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼材は、例えば、水素製造装置に用いられる。水素製造装置は、以下の手順で作製される。具体的には、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼材の薄板にエッチングにより、水素の流路を作成する。続いて、上記薄板を複数枚積層し、拡散接合を行う。拡散接合は高温、無酸化雰囲気で行うことが好ましい。具体的には、Ａｒ、Ｎ２等の不活性ガス雰囲気または、不活性ガスが一部含まれた無酸化雰囲気で行うのが望ましい。９００～１２００℃の温度域で、真空度が１０－１～１０－３Ｐａで行うのが好ましい。接合方法については、固相拡散接合であっても、液相拡散接合であってもよい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に記載の化学組成を有する鋼片を鋳造した。続いて、得られた鋼片を１２３０℃の温度域で加熱し、圧下率９８．５％で、熱間圧延を施した。熱間圧延後、焼鈍と酸洗等を行い、圧下率７５％で冷間圧延を施した。続いて、１０５０℃、１０秒で焼鈍後、脱スケール処理を行い、１．２ｍｍ厚の鋼板を製造した。脱スケール処理では、ソルト法での処理、硝弗酸浸漬、または、ソルト法での処理および硝弗酸浸漬の両方、のいずれかを行った。ソルト法での処理においては、水酸化ナトリウムおよび硫酸ナトリウム等からなる混合塩を５２０℃に加熱し、その溶融槽に鋼板を５秒浸漬した後、スプレーの圧力を１ＭＰａ（１０ｋｇｆ／ｃｍ２）、照射時間を３０秒とし、高圧水スプレーを行った。
表２中のＮｏ．２６の例については、ソルト法での処理を行わず、通常行われる酸洗処理（硝弗酸浸漬）を行った。また、Ｎｏ．２７については、ソルト法での処理と通常行われる酸洗処理（硝弗酸浸漬）との両方を行った。Ｎｏ．２６およびＮｏ．２７における酸洗処理（硝弗酸浸漬）では、５５℃の１０％硝酸－０．５％弗酸水溶液に、６０秒浸漬する、酸洗仕上とした。ここで、上記水溶液における「％」は、質量％を意味する。
その後、一部の例については、表裏面から板厚垂直方向に１０μｍまで砥石を用いた研磨を行い、鏡面仕上げとした。また、一部の例については、冷間圧延前に、鋼板表面を１０μｍ研削した。全ての例について、その後、大気中で不働態皮膜を形成させた。
Figure 0007270777000001
（カチオン分率の測定）
得られた不働態皮膜中のＭｎ、ＦｅおよびＣｒのカチオン分率は以下の手順で測定した。具体的には、ＸＰＳを用い、測定においては、Ｘ線源は、ＡｌＫα線とし、入射Ｘ線エネルギーは１４８６．８ｅＶとし、Ｘ線の検出角度は９０°とした。これにより、結合エネルギー付近におけるスペクトルの検出により、各元素の存在状態を確認した。各元素のカチオン分率は、上述の各スペクトルの積分強度を測定し、Ｃ、Ｏ、Ｎの元素を除くカチオンイオン換算で算出した。
（耐水素ガス脆化性の評価）
耐水素ガス脆化性については、得られた鋼板について平行部の幅４±０．０３ｍｍ、長さ２０ｍｍ±０．０１ｍｍの板状の引張試験片を採取した。続いて、上記引張試験片を－４０℃、７０ＭＰａ水素中および０．１ＭＰａ窒素中において歪速度５×１０－５／ｓの低歪引張試験（以下、単に「ＳＳＲＴ試験」と記載する。）を行った。ＳＳＲＴ試験の評価で引張破断強さと引張破断伸びを測定した。耐水素ガス脆化性は、耐水素脆性評価値を用いて評価した。耐水素脆性評価値は以下の式に基づいて、算出することができる。
耐水素脆性評価値＝｛（７０ＭＰａ水素中の引張破断強さ、または破断伸び）／（０．１ＭＰａ窒素中の引張破断強さ、または破断伸び）｝×１００（％） ・・・（ａ）
上記式から算出された引張破断強さの耐水素脆性評価値が９５％以上かつ引張破断伸びの耐水素脆性評価値が８０～９０％の場合を、良好な耐水素ガス脆化性を有するとして、〇と記載した。同様に、引張破断強さの耐水素脆性評価値が９５％以上かつ引張破断伸びの耐水素脆性評価値が９０％超である場合を、さらに耐水素ガス脆化性が優れているとして◎と記載した。一方、耐水素脆性評価値が上記数値に満たない場合を耐水素ガス脆化性が不良であるとして、×と記載した。
（拡散接合性の評価）
拡散接合性については、得られた鋼板について、５０ｍｍ角形状の板を３枚作製した。上記板同士を積層し、真空度１．３×１０－２～１．０×１０－３Ｐａの真空中で、３００℃／ｈで１１５０℃へ昇温後、接触面圧が５００ｇ／ｍｍ２でホットプレスによる加圧状態を３ｈ保持し、拡散接合を行った。得られた接合体について、接合界面が観察できるように組織観察を行い、接合界面の合計長さに対する未接合部の長さの割合を、百分率（以下「拡散接合性評価値」と記載する。）で算出した。算出式は、以下のとおりである。
拡散接合性評価値＝（未接合部の合計長さ／接合界面の合計長さ）×１００（％） ・・・（ｂ）
そして、拡散接合性評価値が３０％以下である場合を拡散接合性が良好であると判断し、○で記載した。また、拡散接合性評価値が１０％未満である場合を、さらに拡散接合性が良好であると判断し、◎で記載した。一方、拡散接合性評価値が３０％超である場合を拡散接合性が不良であると判断し、×と記載した。以下、結果をまとめて表２に示す。
Figure 0007270777000002
本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．１～１４および２２～２７は、耐水素ガス脆化性および拡散接合性が良好であった。Ｎｏ．１は、本発明の規定を満足するするものの、（ii）式の規定は満足しなかったため、拡散接合性は、他の本発明例と比較し、やや劣る結果となった。Ｎｏ．４は、任意元素の添加効果により結晶粒が細粒となり、拡散接合性が向上した。Ｎｏ．１３、Ｎｏ．２４、およびＮｏ．２５は、ｆ値が低く、３０．０未満であったため、他の本発明例と比較し、耐水素ガス脆化性が低下した。
また、Ｎｏ．２６は、冷間圧延前の研削および脱スケール後の研磨を行ったものの、ソルト法による処理を行わなかったため、（ii）式を満足せず、拡散接合性が、他の本発明例と比較し、やや劣る結果となった。Ｎｏ．２７は、ソルト法による処理を行ったものの、その後に、酸洗処理を行ったため、（ii）式を満足せず、拡散接合性が、他の本発明例と比較し、やや劣る結果となった。
その一方、本発明の規定を満足しない試験Ｎｏ．１５～２１は、耐水素ガス脆化性と拡散接合性の少なくとも一方が不良であった。Ｎｏ．１５は、Ｃｕ含有量が本発明の規定を満足しなかったため、拡散接合性が低下した。Ｎｏ．１６は、Ａｌ含有量が過剰であったため、拡散界面において、Ａｌ酸化物が還元させず、そのまま残存したと考えられるため、拡散接合性が低下した。
Ｎｏ．１７は、Ａｌ含有量が少なかったため、十分、脱酸がされず、拡散界面に非金属介在物が形成し、拡散接合性が低下した。Ｎｏ．１８は、Ｓ含有量が高く、非金属介在物の量が増加したため、拡散接合性が低下した。Ｎｏ．１９は、ｆ値が規定の下限値を下回ったため、耐水素ガス脆化性が低下した。Ｎｏ．２０は、ｆ値が規定の上限値を上回ったため、再結晶温度の上昇に伴い、拡散接合性が低下した。Ｎｏ．２１は、Ｎｉ含有量が本発明の規定を下回ったため、耐水素ガス脆化性が低下した。

Claims (5)

  1. 表面に不働態皮膜を有する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：０．１０％以下、
    Ｓｉ：１．０％以下、
    Ｍｎ：８．０～１０．０％、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．００３０％以下、
    Ｃｒ：１５．０～１８．０％、
    Ｎｉ：７．０～９．０％、
    Ｎ：０．１５～０．２５％、
    Ａｌ：０．００５～０．２０％、
    Ｃａ：０．０００５～０．０１％、
    Ｃｕ：１．０％未満、
    Ｍｏ：１．０％未満、
    Ｂ：０～０．００５０％、
    Ｎｂ：０～０．５０％、
    Ｔｉ：０～０．５０％、
    Ｖ：０～０．５０％、
    Ｗ：０～０．５０％、
    Ｚｒ：０～０．５０％、
    Ｃｏ：０～０．５０％、
    Ｍｇ：０～０．００５％、
    Ｇａ：０～０．０１０％、
    Ｈｆ：０～０．１０％、
    ＲＥＭ：０～０．１０％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    下記（ｉ）式で算出されるｆ値が、２９．５超３２．５未満である、オーステナイト系ステンレス鋼材。
    ｆ値＝Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ－０．２７Ｓｉ＋０．５３Ｃｕ＋１２．９３Ｃ＋７．５５Ｎ ・・・（ｉ）
    但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
    Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
    Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｖ：０．０１～０．５０％、
    Ｗ：０．００１～０．５０％、
    Ｚｒ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．００５％、
    Ｇａ：０．００１～０．０１０％、
    Ｈｆ：０．０１～０．１０％、および
    ＲＥＭ：０．０１～０．１０％、
    から選択される一種以上を含有する、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材。
  3. 前記不働態皮膜中における化学組成のカチオン分率が、下記（ii）式を満足する、請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材。
    ４．５≦（Ｍｎ＋Ｆｅ）／Ｃｒ＜９．０ ・・・(ii)
    但し、上記（ii）式中の各元素記号は、前記不働態皮膜中に含まれる各元素のカチオン分率（原子％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
  4. 鋼材形状が薄板である、請求項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。
  5. 水素製造装置に用いられる、請求項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。
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