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WO2012132992A1 - 高圧水素ガス用高強度オーステナイトステンレス鋼 - Google Patents

高圧水素ガス用高強度オーステナイトステンレス鋼 Download PDF

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WO2012132992A1
WO2012132992A1 PCT/JP2012/057001 JP2012057001W WO2012132992A1 WO 2012132992 A1 WO2012132992 A1 WO 2012132992A1 JP 2012057001 W JP2012057001 W JP 2012057001W WO 2012132992 A1 WO2012132992 A1 WO 2012132992A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
stainless steel
heat treatment
austenitic stainless
hydrogen gas
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2012/057001
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
大村　朋彦
潤 中村
岡田　浩一
仙波　潤之
悠索 富尾
平田　弘征
五十嵐　正晃
小川　和博
正明 照沼
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Sumitomo Metal Industries Ltd
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.)
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Publication date
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Priority to ES12764728T priority patent/ES2735299T3/es
Priority to CA2824463A priority patent/CA2824463C/en
Priority to AU2012234641A priority patent/AU2012234641B2/en
Priority to US14/007,992 priority patent/US10266909B2/en
Priority to EP12764728.7A priority patent/EP2692886B8/en
Priority to KR1020137023919A priority patent/KR101543938B1/ko
Priority to JP2012514278A priority patent/JP5131794B2/ja
Application filed by Sumitomo Metal Industries Ltd filed Critical Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority to DK12764728.7T priority patent/DK2692886T3/da
Priority to CN201280015938.XA priority patent/CN103476959B/zh
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    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L9/00—Rigid pipes
    • F16L9/02—Rigid pipes of metal
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    • C21D2211/001—Austenite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a stainless steel for high-pressure hydrogen gas having a high strength with a tensile strength of 800 MPa or more and excellent mechanical properties in a high-pressure hydrogen gas environment.
  • the stainless steel used for containers and piping has a high strength of SUS316L or higher, especially a tensile strength of 800 MPa or higher.
  • SUS316L requires pipes and containers with a wall thickness of 20 mm or more, which leads to a significant increase in on-board weight.
  • Patent Document 1 describes a cold working and hydrogen environment embrittlement characteristic in austenitic stainless steel.
  • Patent Document 2 and Patent Document 3 describe high strength for high-pressure hydrogen gas utilizing precipitation strengthening by fine nitride. Stainless steel has been proposed.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength austenitic stainless steel mainly composed of 7 to 30% Mn, 15 to 22% Cr, and 5 to 20% Ni, and Patent Document 3 includes 3 to 30% Mn.
  • a high-strength austenitic stainless steel mainly composed of more than 22% and 30% or less of Cr and 17 to 20% of Ni has been proposed.
  • Patent Document 1 the effect of cold working on hydrogen environment embrittlement is also examined in SUS316L. If cold working is performed with a cross-section reduction rate of 30% or less, there is no significant effect on hydrogen environment embrittlement characteristics. It has been confirmed that there is a possibility that a tensile strength of about 800 MPa can be realized by cold working with a cross-section reduction rate of 20 to 30%. However, there is a problem in that the elongation and hydrogen environment embrittlement characteristics are lowered by cold working.
  • the invention described in Patent Document 1 discloses a technique for suppressing deterioration in hydrogen environment embrittlement and elongation by cold working in two or more stages and performing cold working in different working directions as a countermeasure. However, a rather complicated cold work is required.
  • Patent Documents 2 and 3 achieve a high strength of 800 MPa or more in the state after the solution heat treatment.
  • Mn is less than 7%
  • sufficient hydrogen environment embrittlement characteristics cannot be obtained, and sufficient strength cannot be achieved with the solution heat treatment.
  • the steel according to Patent Document 3 has a very high Cr concentration and Ni concentration, and the alloy cost is considerably high.
  • the austenitic stainless steel described in Patent Document 2 can be manufactured at a somewhat lower alloy cost than the steel of Patent Document 3. Therefore, compared to Patent Document 2, if a low Mn of less than 7% Mn can be used for high-pressure hydrogen applications, the steel in that range has been conventionally used for applications in the nuclear field or the like, so a common steel ingot Can be used, and industrial production advantages are born.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned present situation, and has not been realized in Patent Document 2, but has a high tensile strength of 800 MPa or more and hydrogen environment embrittlement characteristics in a composition region where Mn is less than 7%.
  • An object of the present invention is to provide an austenitic stainless steel excellent in the above.
  • the resistance of high nitrogen steel to hydrogen environment embrittlement can be increased by refining the crystal grains.
  • a method for refining crystal grains there is a method of suppressing the growth of crystal grains by a pinning effect by precipitating fine alloy carbonitrides during the final solution heat treatment.
  • the addition of V or Nb is most effective for producing fine carbonitrides and making the grains of high nitrogen steel finer.
  • V and Nb are precipitated as nitrides, since there are few precipitation nuclei, they are agglomerated and coarsened and cannot fully exhibit the pinning effect.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is the austenitic stainless steel for high-pressure hydrogen gas shown in the following (1) to (3).
  • C 0.10% or less
  • Si 1.0% or less
  • Mn 3% or more and less than 7%
  • Cr 15 to 30%
  • Ni 10% or more and less than 17%
  • Al Containing 0.10% or less
  • N 0.10 to 0.50%
  • V 0.010 to 1.0%
  • Nb 0.01 to 0.50%
  • S is 0.050% or less
  • an alloy carbonitride having a tensile strength of 800 MPa or more, a grain size number (ASTM E 112) of 8 or more, and a maximum diameter of 50 to 1000 nm is obtained by cross-sectional observation.
  • An austenitic stainless steel for high-pressure hydrogen gas characterized by containing at least 2 pieces / ⁇ m 2 .
  • Group 1 element Mo: 0.3 to 3.0%, W: 0.3 to 6.0%,
  • Group 2 elements Ti: 0.001 to 0.5%, Zr: 0.001 to 0.5%, Hf: 0.001 to 0.3%, and Ta: 0.001 to 0.6%
  • Group 3 element B: 0.0001 to 0.020%, Cu: 0.3 to 5.0% and Co: 0.3 to 10.0%
  • a solution heat treatment was performed at 1100 to 1200 ° C., followed by cold working with a cross-section reduction rate of 20% or more, and then a heat treatment again at a temperature range of 900 ° C. or more and less than the solution treatment temperature.
  • An austenitic stainless steel for high-pressure hydrogen gas as described in (1) or (2) above.
  • an austenitic stainless steel having a high tensile strength of 800 MPa or more and excellent hydrogen environment embrittlement characteristics in a composition region where Mn is less than 7%.
  • the reason for limiting the chemical composition and metal structure of the steel sheet is as follows.
  • C 0.10% or less
  • C is not an element that is positively added. If C exceeds 0.10%, carbides precipitate at the grain boundaries and adversely affect toughness and the like, so C is suppressed to 0.10% or less.
  • the C content is preferably 0.04% or less, and more preferably 0.02% or less. Although the C content is preferably as low as possible, an extreme reduction in the C content leads to an increase in refining costs, so it is desirable for practical use to be 0.001% or more.
  • Si 1.0% or less
  • the Si content is set to 1.0% or less. Preferably it is 0.5% or less. The lower the Si content, the better. However, considering the refining cost, it is desirable that the Si content be 0.01% or more.
  • Mn 3% or more and less than 7% Mn is an inexpensive austenite stabilizing element.
  • an appropriate combination with Cr, Ni, N, etc. contributes to an increase in strength and an improvement in ductility and toughness.
  • the present invention aims to finely precipitate carbonitrides to refine crystal grains, but when the amount of N dissolved is small, a process comprising solution heat treatment, cold work, and secondary heat treatment described later Even if it passes through, carbon dioxide with sufficient number density cannot be deposited, and it becomes difficult to increase the strength by refining austenite crystal grains. Therefore, it is necessary to contain 3% or more of Mn. When the Mn content is 7% or more, the technique described in Patent Document 2 can be applied.
  • the upper limit of the Mn content is less than 7%. Therefore, the Mn content is specified to be 3% or more and less than 7%.
  • a desirable lower limit of Mn is 4%.
  • the Mn content is effective at 6.5% or less, and particularly effective at 6.2% or less.
  • Cr 15-30% Cr is an essential component as an element for ensuring corrosion resistance as stainless steel.
  • the content needs to be 15% or more. However, if the content is excessive, coarse carbides such as coarse M 23 C 6 that reduce ductility and toughness are easily generated in large amounts. Accordingly, the proper content of Cr is 15 to 30%. Preferably it is 18 to 24%, more preferably 20 to 23.5%.
  • Ni 10% or more and less than 17% Ni is added as an austenite stabilizing element.
  • an appropriate combination with Cr, Mn, N, etc. increases strength and improves ductility and toughness. Contribute. Therefore, the Ni content is set to 10% or more. However, if the content is 17% or more, the effect is saturated and the material cost is increased. Therefore, the proper content is 10% or more and less than 17%.
  • the content is preferably 11 to 15%, more preferably 11.5 to 13.5%.
  • Al 0.10% or less
  • Al is an important element as a deoxidizer, but if it exceeds 0.10% and remains in a large amount, it promotes the formation of intermetallic compounds such as a sigma phase. Therefore, in order to achieve both the strength and toughness intended by the present invention, it is necessary to limit the Al content to 0.10% or less. In order to ensure the effect of deoxidation, the content is preferably 0.001% or more.
  • the Al content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less.
  • Al of this specification refers to what is called "sol.Al (acid-soluble Al)".
  • N 0.10 to 0.50%
  • N is the most important solid solution strengthening element, and at the same time, in the present invention, by forming a fine alloy carbonitride, the crystal grains are refined and contributes to high strength. In order to utilize for increasing the strength, it is necessary to contain 0.10% or more of N. However, if it exceeds 0.50%, coarse nitrides are formed and mechanical properties such as toughness are deteriorated. Therefore, the N content is 0.10 to 0.50%. A preferred lower limit is 0.20%, and a more preferred lower limit is 0.30%.
  • V and Nb are important elements in the steel of the present invention.
  • V and Nb are important elements in the steel of the present invention.
  • V is contained in an amount exceeding 1.0%
  • Nb is contained in an amount exceeding 0.50%, the effect is saturated and the material cost is increased, so the upper limit of V is 1.0% and the upper limit of Nb, respectively.
  • the desirable content of V is 0.10 to 0.30%, and the desirable content of Nb is 0.15 to 0.28%, and it is more effective to contain both V and Nb.
  • P 0.050% or less
  • P is an impurity and is an element that has an adverse effect on the toughness of steel and the like. Preferably it is 0.025% or less, More preferably, it is 0.018% or less.
  • S 0.050% or less S is an impurity and, like P, is an element that adversely affects the toughness of steel and the like. Preferably it is 0.010% or less, More preferably, it is 0.005% or less.
  • the steel according to the present invention has the above-mentioned chemical composition, and the balance consists of Fe and impurities.
  • the impurities are components that are mixed due to various factors in the manufacturing process including raw materials such as ore and scrap when industrially manufacturing steel, and in a range that does not adversely affect the present invention. It means what is allowed.
  • the steel according to the present invention may contain one or more components selected from at least one group from the following first group to the fourth group, if necessary, in addition to the above components.
  • components belonging to these groups will be described.
  • the elements belonging to the first group are Mo and W. These have the common effect of promoting the formation and stabilization of carbonitrides and contributing to solid solution strengthening.
  • the reasons for limiting the respective contents are as follows.
  • the elements belonging to the second group are Ti, Zr, Hf, Ta. These have a common effect of promoting the formation of carbonitrides.
  • Ti, Zr, Hf, and Ta have the effect of forming alloy carbonitrides and refining crystal grains in the same manner as V and Nb, and can be contained as necessary. This effect can be obtained by adding each element in an amount of 0.001% or more.
  • the upper limit of the content of these elements is 0.5% for Ti, 0.5% for Zr, 0.3% for Hf, and Ta is 0.6%.
  • a preferable upper limit of Ti and Zr is 0.1%, and a more preferable upper limit is 0.03%.
  • a preferable upper limit of Hf is 0.08%, and a more preferable upper limit is 0.02%.
  • a preferable upper limit of Ta is 0.4%, and a more preferable upper limit is 0.3%.
  • the elements belonging to the third group are B, Cu and Co. These contribute to increasing the strength of steel.
  • the reasons for limiting the respective contents are as follows.
  • B 0.0001 to 0.020% B refines the precipitate and refines the austenite crystal grain size to increase the strength. Therefore, B can be contained if necessary. The effect is exhibited at 0.0001% or more. On the other hand, if the content is excessive, a compound having a low melting point may be formed to reduce hot workability, so the upper limit is made 0.020%.
  • Cu 0.3 to 5.0%
  • Co 0.3 to 10.0%
  • Cu and Co are austenite stabilizing elements and contribute to increasing the strength by solid solution strengthening. Therefore, one or both of them can be contained by 0.3% or more as required.
  • the upper limit of the content is 5.0% and 10.0% from the balance between the effect and the material cost.
  • the members belonging to the fourth group are Mg, Ca, La, Ce, Y, Sm, Pr and Nd. These have a common action of preventing solidification cracking during casting.
  • Mg 0.0001 to 0.0050%, Ca: 0.0001 to 0.0050%, La: 0.0001 to 0.20%, Ce: 0.0001 to 0.20%, Y: 0.0001 to 0.40%, Sm: 0.0001 to 0.40%, Pr: 0.0001 to 0.40% and Nd: 0.0001 to 0.50%
  • La, Ce, Y, Sm, Pr and Nd have the action of preventing solidification cracking during casting, so that one or more of them may be contained as required. good. The effect is manifested at 0.0001% or more, respectively.
  • the upper limit is 0.0050% for Mg and Ca, 0.20% for La and Ce, and 0 for Y, Sm, and Pr. .40% and Nd is 0.50%.
  • (B) Steel structure Nitrogen used in the present invention is effective for solid solution strengthening, but by lowering the stacking fault energy, it localizes the strain at the time of deformation and lowers the durability against hydrogen environment embrittlement. Have. However, by refining the crystal grain size, it is possible to achieve both high strength of 800 MPa or more and prevention of hydrogen environment embrittlement. In order to prevent hydrogen environment embrittlement, the crystal grain size number (ASTM E 112) is 8 or more, preferably 9 or more, more preferably 10 or more.
  • alloy carbonitride In order to refine crystal grains, pinning using alloy carbonitride is effective. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.4 or more / ⁇ m 2 of alloy carbonitride having a size of 50 to 1000 nm by cross-sectional observation.
  • These alloy carbonitrides contain Cr, V, Nb, Mo, W, Ta, etc. as main components, and are Z-phase, that is, Cr (Nb, V) (C, N), or MX type (M: Cr). , V, Nb, Mo, W, Ta, etc., X: C, N).
  • the alloy carbonitride in the present invention refers to a carbonitride containing almost no Fe, and even if Fe is contained, it is 1 atom% or less. Further, the carbonitride in the present invention includes a case where the content of C (carbon) is extremely small, that is, a case where it is a nitride.
  • the first solution heat treatment needs to be performed at 1000 ° C. or higher, preferably 1100 ° C. or higher in order to sufficiently dissolve the alloy elements. However, if the temperature exceeds 1200 ° C., the crystal grains become extremely coarse, so the upper limit is 1200. °C.
  • T1 temperature the heat treatment temperature in the solution heat treatment is referred to as “T1 temperature”.
  • solution heat treatment according to the present invention is not limited as long as the solid solution treatment is performed to the extent necessary to precipitate the carbonitride in the subsequent secondary heat treatment, and all the carbonitride-forming elements are not necessarily dissolved. Does not need to be solubilized.
  • the steel material that has been subjected to solution heat treatment is preferably rapidly cooled from the solution heat treatment temperature, and is preferably water-cooled (shower water-cooled or soaked).
  • solution heat treatment it is not always necessary to provide an independent solution heat treatment step, and an equivalent effect can be obtained by performing rapid cooling after a hot working step such as hot extrusion. For example, after the hot extrusion at around 1150 ° C., rapid cooling may be performed.
  • T2 temperature the heat treatment temperature in the secondary heat treatment
  • T2 temperature shall be less than T1 temperature.
  • the T2 temperature is preferably [T1 treatment temperature ⁇ 20 ° C.] or less, more preferably [T1 treatment temperature ⁇ 50 ° C.] or less.
  • the T2 temperature is preferably 1150 ° C. or less, more preferably 1080 ° C. or less.
  • the T2 temperature is lower than 900 ° C., coarse Cr carbide is generated and the structure becomes nonuniform, so the lower limit is set to 900 ° C.
  • Stainless steel having a chemical composition shown in Table 1 was melted in a vacuum of 50 kg, and a block having a thickness of 40 to 60 mm was formed by hot forging.
  • the sample was sampled and filled with resin so that the vertical cross section in the rolling direction of the plate was an observation object, and after electrolytic etching, the crystal grain size number (according to ASTM E 112) was measured. Similarly, the number of precipitates was measured by observation with an electron microscope using an extraction replica method using a resin embedding material in the cross-sectional direction. Ten fields of a 25 ⁇ m 2 region were observed at a magnification of 10,000 times, and a precipitate having a size of 50 to 1000 nm was measured.
  • the precipitates measured here are Z-phases of orthorhombic structure containing Cr, V, Nb, C, N, etc., or MX type carbonitrides of tetragonal structure containing Cr, Nb, V, C, N, etc. It is.
  • a round bar tensile test piece having a parallel part diameter of 3 mm in the longitudinal direction of the plate material was collected, and subjected to a tensile test at a strain rate of 3 ⁇ 10 ⁇ 6 / s in normal temperature air or 85 MPa high-pressure hydrogen gas at normal temperature. (TS), elongation at break was measured. Since the influence of hydrogen appears prominently in ductility reduction, the ratio between the elongation at break in air and the elongation at break in hydrogen is defined as the relative elongation at break, and if this relative elongation at break is 80% or more, preferably 90% or more, it depends on hydrogen. It was interpreted that the decrease in ductility was slight and excellent in hydrogen environment embrittlement resistance.
  • the strain rate of 3 ⁇ 10 ⁇ 6 / s in the tensile test is considerably smaller than the strain rate of 10 ⁇ 4 / s in the tensile test in the high-pressure hydrogen gas environment used in the conventional literature. This is because an evaluation test at an extremely low strain rate, which makes the austenitic stainless steel more susceptible to hydrogen environment embrittlement, is recommended in recent evaluation criteria in durability evaluation against hydrogen environment embrittlement.
  • Table 2 shows the grain size number, the number of carbonitrides, the tensile strength (TS), and the relative elongation at break of the test steel.
  • Test Nos. 1 to 35 are examples of the present invention, the crystal grain size number is 8 or more, a sufficient number of carbonitrides are precipitated, TS is 800 MPa or more, and the relative elongation at break is 80 or more. It had hydrogen environment embrittlement resistance.
  • Test numbers 36 to 41 are comparative examples.
  • the solution heat treatment temperature T1 was too high, the crystal grains became coarse and the hydrogen environment embrittlement resistance was poor.
  • Test No. 37 is a solution heat treatment temperature T1 too low, the number density of carbonitride is small, the crystal grains are coarse, and the test numbers 38 and 39, which are inferior in hydrogen embrittlement resistance, have a low degree of cold work. The number of carbonitride precipitates was insufficient, the crystal grains became coarse, and the hydrogen environment embrittlement resistance was poor.
  • the secondary heat treatment temperature T2 was too high, the crystal grains were coarsened, and the hydrogen environment embrittlement resistance was poor.
  • the final solution heat treatment temperature T2 was too low and too high, the number density of carbonitride was small, the crystal grains were coarsened, and the hydrogen environment embrittlement resistance was inferior.
  • Test numbers 42 to 45 are comparative examples, and the chemical composition of the steel material is outside the scope of the present invention.
  • the Mn content was too low.
  • N (nitrogen) could not be sufficiently contained, the crystal grains became coarse, the strength was low, and the hydrogen environment embrittlement resistance was poor.
  • the Ni content was low, ⁇ ferrite was generated, and the hydrogen environment embrittlement resistance was inferior.
  • Test No. 44 had a high Cr content, produced coarse Cr carbide, and was inferior in hydrogen embrittlement resistance.
  • Test No. 45 had a low N (nitrogen) content, coarsened grains, low strength, and poor hydrogen embrittlement resistance.
  • the present invention even if it is an austenitic stainless steel with Mn of less than 7%, by combining the cold working process between the two heat treatments, the hydrogen environment embrittlement characteristics can be obtained. It becomes possible to make excellent high-strength steel, and it can be used for piping and containers for high-pressure hydrogen gas.

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３％以上７％未満、Ｃｒ：１５～３０％、Ｎｉ：１０％以上１７％未満、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．１０～０．５０％、並びにＶ：０．０１～１．０％およびＮｂ：０．０１～０．５０％のうちの少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．０５０％以下、Ｓが０．０５０％以下であり、引張強さが８００ＭＰａ以上、結晶粒度番号（ＡＳＴＭ　Ｅ　１１２）が８番以上で、最大径が５０～１０００ｎｍの合金炭窒化物を断面観察で０．４個/μm2以上含有することを特徴とする高圧水素ガス用オーステナイトステンレス鋼。

Description

高圧水素ガス用高強度オーステナイトステンレス鋼
　本発明は、引張強さが８００ＭＰａ以上の高強度を有し、かつ高圧水素ガス環境下において優れた機械的特性を有する高圧水素ガス用のステンレス鋼に関する。
　近年、水素を燃料として走行する燃料電池自動車の開発、ならびに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。ステンレス鋼はこれらの用途に用いられる候補材料のひとつであるが、高圧の水素ガス環境ではステンレス鋼といえども水素ガスによる脆化（水素環境脆化）を起こす場合がある。高圧ガス保安法に定められる自動車用圧縮水素容器例示基準では、水素脆化を起こさないステンレス鋼としてオーステナイト系の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、ならびに水素ステーションの高圧操業の必要性を考慮した場合、容器や配管に用いられるステンレス鋼には既存のＳＵＳ３１６Ｌ以上の高強度、特に８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ水素ガス環境で水素環境脆化を起こさないステンレス鋼が要望されている。即ち、７０ＭＰａ程度の高圧水素の使用を想定した場合、ＳＵＳ３１６Ｌでは、肉厚２０ｍｍ以上の配管や容器が必要と想定され、車載重量の大幅な増加を招くため、高強度化が不可欠となる。
　鋼の強度を高める方法としては冷間加工が代表的な手法として挙げられる。特許文献１は、オーステナイトステンレス鋼における冷間加工と水素環境脆化特性に関する記載がある。
　冷間加工による強化を用いない、オーステナイトステンレス鋼の強化および水素脆化特性を向上する手段として、特許文献２ならびに特許文献３には、微細窒化物による析出強化を活用した高圧水素ガス用高強度ステンレス鋼が提案されている。
　特許文献２には７～３０％のＭｎ、１５～２２％のＣｒ、５～２０％のＮｉを主成分とする高強度オーステナイトステンレス鋼が、そして、特許文献３には３～３０％のＭｎ、２２％超３０％以下のＣｒ、１７～２０％のＮｉを主成分とする高強度オーステナイトステンレス鋼が提案されている。これらの文献では、固溶化熱処理のままで８００ＭＰａ以上の引張強度を実現できることが示されている。
国際公開ＷＯ２００４/１１１２８５号 国際公開ＷＯ２００４/０８３４７７号 国際公開ＷＯ２００４/０８３４７６号
　特許文献１では、ＳＵＳ３１６Ｌにおいても冷間加工が水素環境脆化に及ぼす影響が検討され、断面減少率が３０％以下の範囲の冷間加工であれば水素環境脆化特性に大きな影響は無いことが確認されており、２０～３０％の断面減少率の冷間加工で８００ＭＰａ程度の引張強度が実現できる可能性が示されている。しかし、冷間加工により伸びや水素環境脆化特性が低下する問題がある。特許文献１に記載の発明は、この対策として、冷間加工を２段階以上とし、異なる加工方向に冷間加工することで水素環境脆化特性の低下および伸びの低下を抑制する技術を開示するが、かなり複雑な冷間加工を余儀なくされる。
　さらに、冷間加工材は溶接を行う場合には溶接熱影響による局部軟化の懸念があるため、溶接継手で接合することは難しく、機械的継手に限定されるが、燃料電池自動車の軽量化や水素ステーション用配管システムのスリム化のためには、高強度かつ溶接しても問題無いステンレス鋼が強く要望されている。この場合冷間加工で強化を図る手段は採用が難しい面がある。
　上記特許文献２および３に記載されたオーステナイトステンレス鋼は、固溶化熱処理後の状態で８００ＭＰａ以上の高強度を実現している。ただし、特許文献２においては、Ｍｎが７％未満の場合、十分な水素環境脆化特性が得られないし、固溶化熱処理ままでは十分な強度が実現できていない。また、特許文献３に係る鋼はＣｒ濃度、Ｎｉ濃度ともかなり高く、合金コストがかなり嵩む点が難点である。
　特許文献２に記載されたオーステナイトステンレス鋼は、特許文献３の鋼に比較すると幾分安価な合金コストで製造することが可能である。したがって、特許文献２に比べて、７％Ｍｎ未満の低Ｍｎでも高圧水素用途に使用することができれば、その範囲の鋼は従来から原子力分野等の用途に使用されているため、共通の鋼塊を使用することが可能となり、工業生産上の利点が生まれる。
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであって、特許文献２において、実現できなかった、Ｍｎが７％未満の組成領域で、引張強度８００ＭＰａ以上の高強度でかつ水素環境脆化特性に優れた、オーステナイトステンレス鋼を提供することを目的とする。
　本発明者らは、かかる課題を解決すべく、種々検討の結果、次の(a)～(d)に示す知見を得た。
　(a) 窒素を固溶元素として活用することで、ステンレス鋼の高強度化は可能であるが、大量の窒素の添加は積層欠陥エネルギーを低くすることになるので、変形時のひずみを局在化させ、水素環境脆化に対する耐久性を低くしてしまう悪影響がある。
　(b) 結晶粒を微細化することで高窒素鋼の水素環境脆化に対する抵抗性を高めることができる。結晶粒微細化の手法としては、最終の固溶化熱処理時に微細な合金炭窒化物を析出させることで、ピニング効果により結晶粒の成長を抑制する方法がある。微細炭窒化物を生成し高窒素鋼の結晶粒を微細化するには、ＶもしくはＮｂの添加が最も効果的である。ただし、従来の方法ではＶおよびＮｂは窒化物として析出するものの、析出核が少ないことから凝集粗大化し、ピニング効果を充分に発揮することができない。
　(c) これを解決する方法として、固溶化熱処理・冷間加工・二次熱処理を行う製造プロセスが有効である。最初の固溶化熱処理で、合金元素を充分に固溶させる。次の冷間加工工程でひずみを付与することにより、次の二次熱処理時に析出する炭窒化物の析出核を増し、炭窒化物を微細に析出させ、結晶粒を微細化させる。
　(d) 即ち、特許文献２よりも低Ｍｎの合金系において、２回の熱処理の中間段階で冷間加工を施すことで、炭窒化物の析出を促し、その結果によるオーステナイト結晶粒の微細化効果と、炭窒化物の析出自体による析出強化作用により、高強度化を達成するとともに、水素環境脆化に対する抵抗性を高めることができる。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成したものであって、その要旨は下記の(1)～(3)に示す高圧水素ガス用オーステナイトステンレス鋼にある。
　(1) 質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３％以上７％未満、Ｃｒ：１５～３０％、Ｎｉ：１０％以上１７％未満、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．１０～０．５０％、並びにＶ：０．０１～１．０％およびＮｂ：０．０１～０．５０％のうちの少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．０５０％以下、Ｓが０．０５０％以下であり、引張強さが８００ＭＰａ以上、結晶粒度番号（ＡＳＴＭ　Ｅ　１１２）が８番以上で、最大径が５０～１０００ｎｍの合金炭窒化物を断面観察で０．４個/μm2以上含有することを特徴とする高圧水素ガス用オーステナイトステンレス鋼。
　(2) 質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３％以上７％未満、Ｃｒ：１５～３０％、Ｎｉ：１０％以上１７％未満、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．１０～０．５０％、並びにＶ：０．０１０～１．０％およびＮｂ：０．０１～０．５０％のうちの少なくとも１種を含有し、さらに、下記の第１群～第４群の元素群から選択された少なくとも１群の元素のうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．０５０％以下、Ｓが０．０５０％以下であり、引張強さが８００ＭＰａ以上、結晶粒度番号（ＡＳＴＭ　Ｅ　１１２）が８番以上で、最大径が５０～１０００ｎｍの合金炭窒化物を断面観察で０．４個/μm2以上含有することを特徴とする高圧水素ガス用オーステナイトステンレス鋼。
　第１群元素…Ｍｏ：０．３～３．０％、Ｗ：０．３～６．０％、
　第２群元素…Ｔｉ：０．００１～０．５％、Ｚｒ：０．００１～０．５％、Ｈｆ：０．００１～０．３％およびＴａ：０．００１～０．６％、
　第３群元素…Ｂ：０．０００１～０．０２０％、Ｃｕ：０．３～５．０％およびＣｏ：０．３～１０．０％、
　第４群元素…Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｌａ：０．０００１～０．２０％、Ｃｅ：０．０００１～０．２０％、Ｙ：０．０００１～０．４０％、Ｓｍ：０．０００１～０．４０％、Ｐｒ：０．０００１～０．４０％およびＮｄ：０．０００１～０．５０％。
　(3) １１００～１２００℃で固溶化熱処理を施し、次に断面減少率２０％以上の冷間加工を施した後、９００℃以上かつ前記固溶化処理温度未満の温度範囲で再度熱処理を施したことを特徴とする、上記(1)または(2)の高圧水素ガス用オーステナイトステンレス鋼。
　本発明によれば、Ｍｎが７％未満の組成領域で、引張強度８００ＭＰａ以上の高強度でかつ水素環境脆化特性に優れた、オーステナイトステンレス鋼を提供することができる。
　本発明において、鋼板の化学組成および金属組織を限定する理由は次のとおりである。
　（Ａ）鋼の化学組成
　鋼の各成分の作用効果および各成分の好ましい含有量は下記のとおりである。なお、含有量に関する「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１０％以下
　本発明においては、Ｃは、積極的に添加される元素ではない。Ｃが０．１０％を超えると炭化物が粒界に析出し靱性等への悪影響を及ぼすため、Ｃは０．１０％以下に抑制する。好ましいＣ含有量は０．０４％以下であり、より好ましいのは０．０２％以下である。Ｃ含有量はできるだけ少ない方がよいが、極端なＣ含有量の低減は精錬コストの上昇を招くので、実用上０．００１％以上とするのが望ましい。
　Ｓｉ：１．０％以下
　Ｓｉは多量に含有されると、Ｎｉ、Ｃｒ等と金属間化合物を形成したり、シグマ相などの金属間化合物の生成を助長して、熱間加工性を著しく低下させる場合がある。そのため、Ｓｉの含有量を１．０％以下とした。好ましくは０．５％以下である。なお、Ｓｉの含有量は少ないほどよいが、精錬コストを考慮すれば、０．０１％以上とするのが望ましい。
　Ｍｎ：３％以上７％未満
　Ｍｎは、安価なオーステナイト安定化元素である。本発明鋼においては、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎなどとの適正な組み合わせによって、高強度化と延性および靱性の向上に寄与する。また、本発明は、炭窒化物を微細析出させて結晶粒を細粒化する狙いを有するが、Ｎの溶解量が少ない場合、後述する固溶化熱処理、冷間加工、二次熱処理からなる工程を経ても十分な数密度の炭窒化物を析出させることができず、オーステナイト結晶粒の微細化による高強度化が困難になる。そのため、Ｍｎは３％以上含有させる必要がある。Ｍｎ含有量が７％以上では、特許文献２に記載された技術が適用できるので、本発明では、Ｍｎの含有量の上限を７％未満とした。したがって、Ｍｎの含有量は３％以上７％未満と規定する。なお、Ｍｎの望ましい下限含有量は４％である。また、Ｍｎの含有量は６．５％以下で有効であり、特に６．２％以下で有効である。
　Ｃｒ：１５～３０％
　Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性を確保する元素として、必須の成分である。その含有量は１５％以上であることが必要であるが、含有量が過多になると延性および靱性を低下させる粗大なＭ２３Ｃ６などの炭化物が多量に生成し易くなる。従って、Ｃｒの適正含有量は、１５～３０％である。好ましくは１８～２４％であり、より好ましくは２０～２３．５％である。
　Ｎｉ：１０％以上１７％未満
　Ｎｉは、オーステナイト安定化元素として添加されるが、本発明鋼においては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎなどとの適正な組み合わせによって、高強度化と延性および靱性の向上に寄与する。そのため、Ｎｉ含有量は１０％以上とするが、１７％以上では効果は飽和し、材料コストの上昇を招くので、１０％以上１７％未満が適正含有量である。好ましくは、１１～１５％であり、より好ましくは１１．５～１３．５％である。
　Ａｌ：０.１０％以下
　Ａｌは、脱酸剤として重要な元素であるが、０．１０％を超えて多量に残留すると、シグマ相等の金属間化合物生成を助長する。従って、本発明の意図する強度と靱性の両立に対しては、Ａｌの含有量を０．１０％以下に限定する必要がある。なお、脱酸の効果を確実にするには０．００１％以上の含有が望ましい。好ましいＡｌの含有量は０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。なお、本明細書のＡｌとはいわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）」を指す。
　Ｎ：０．１０～０．５０％
　Ｎは、最も重要な固溶強化元素であると同時に、本発明においては微細な合金炭窒化物を形成することで結晶粒を微細化し、高強度化に寄与する。高強度化に活用するには０．１０％以上のＮの含有が必要である。しかし、０．５０％を超えると、粗大な窒化物を形成し靭性等の機械的特性が低下する。したがって、Ｎの含有量を０．１０～０．５０％とする。好ましい下限は０．２０％であり、より好ましい下限は０．３０％である。
　Ｖ：０．０１～１．０％および／またはＮｂ：０．０１～０．５０％
　ＶおよびＮｂは本発明鋼にあっては重要な元素であり、合金炭窒化物の生成を促進し細粒化に寄与するため、どちらか一方、もしくは両方を含有させる必要がある。そのためには、いずれも０．０１％以上の含有が必要である。一方、Ｖについては１．０％、Ｎｂについては０．５０％を超えて含有させても効果は飽和し、材料コストを上昇させるので、それぞれ、Ｖの上限は１．０％、Ｎｂの上限は０．５０％とする。Ｖの望ましい含有量は０．１０～０．３０%、そして、Ｎｂの望ましい含有量は０．１５～０．２８％であり、ＶとＮｂの両方を含有させると、より効果的である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは不純物であって、鋼の靭性等に悪影響を及ぼす元素であり、０．０５０％以下で、できるだけ少ない方がよい。好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０１８％以下である。
　Ｓ：０．０５０％以下
　Ｓは不純物であって、Ｐと同様に鋼の靭性等に悪影響を及ぼす元素であり、０．０５０％以下で、できるだけ少ない方がよい。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
　本発明に係る鋼は、上記の化学組成を有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして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。
　本発明に係る鋼は、上記の成分のほか、必要に応じて、次の第１群から第４群までの少なくとも１群から選んだ１種以上の成分を含有させることができる。以下、これらの群に属する成分について述べる。
　第１群に属する元素は、ＭｏおよびＷである。これらは炭窒化物の生成と安定化を促し、かつ固溶強化にも寄与するという共通の作用効果を有する。それぞれの含有量の限定理由は以下のとおりである。
　Ｍｏ：０．３～３．０％、Ｗ：０．３～６．０％
　これらの元素は炭窒化物を形成し結晶粒を微細化する効果を有し、また固溶強化にも寄与する。いずれも、０．３％以上でその効果があるので、必要に応じて含有させることができる。しかし、過剰に含有させてもその効果は飽和するため、これらを含有させる場合には含有量を、Ｍｏについては０．３～３．０％、そして、Ｗについては０．３～６．０％とするのがよい。
　第２群に属する元素は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａである。これらは炭窒化物の生成を促進する共通の作用効果を有する。
　Ｔｉ：０．００１～０．５％、Ｚｒ：０．００１～０．５％、Ｈｆ：０．００１～０．３％、Ｔａ：０．００１～０．６％
　Ｔｉ、Ｚｒ、ＨｆおよびＴａは、ＶやＮｂと同様に合金炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する効果を有するので、必要に応じて含有させることができる。この効果は、それぞれの元素を０．００１％以上含有させることで得られる。一方、過剰に含有させてもその効果は飽和するため、これらの元素の含有量の上限は、それぞれ、Ｔｉは０．５％、Ｚｒは０．５％、Ｈｆは０．３％、そして、Ｔａは０．６％である。ＴｉおよびＺｒの好ましい上限は０．１％であり、さらに好ましい上限は０．０３％である。Ｈｆの好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましい上限は０．０２％である。Ｔａの好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましい上限は０．３％である。
　第３群に属する元素は、Ｂ、ＣｕおよびＣｏである。これらは鋼の高強度化に寄与する。それぞれの含有量の限定理由は次のとおりである。
　Ｂ：０．０００１～０．０２０％
　Ｂは、析出物を微細化しオーステナイト結晶粒径の微細化して、強度を上げるので、必要に応じて含有させることができる。その効果は０．０００１％以上で発揮される。一方、含有量が過多になると低融点の化合物を形成して熱間加工性を低下させる場合があるので、その上限を０．０２０％とする。
　Ｃｕ：０．３～５.０％、Ｃｏ：０．３～１０．０％
　ＣｕおよびＣｏは、オーステナイト安定化元素であり、固溶強化により高強度化に寄与するため、一方または両方を必要に応じてそれぞれ０．３％以上含有させることができる。しかし、効果と材料コストとの兼ね合いから含有量の上限は、それぞれ５．０％および１０．0％とする。
　第４群に属するのは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｓｍ、ＰｒおよびＮｄである。これらは鋳造時の凝固割れを防止する共通の作用を有する。
　Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｌａ：０．０００１～０．２０％、Ｃｅ：０．０００１～０．２０％、Ｙ：０．０００１～０．４０％、Ｓｍ：０．０００１～０．４０％、Ｐｒ：０．０００１～０．４０％およびＮｄ：０．０００１～０．５０％
　ＭｇとＣａおよび遷移金属の中でＬａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｓｍ、ＰｒおよびＮｄは、鋳造時の凝固割れを防止する作用を有するので、必要に応じて１種または２種以上を含有させても良い。それぞれ、０．０００１％以上で効果が発現する。一方、過剰に含有させた場合には熱間加工性の低下を招くため、上限はＭｇとＣａについては０．００５０％、ＬａとＣｅについては０．２０％、Ｙ、ＳｍおよびＰｒについては０．４０％、Ｎｄについては０．５０％とする。
　（Ｂ）鋼の組織
　本発明で用いる窒素は固溶強化には有効だが、積層欠陥エネルギーを低くすることにより変形時のひずみを局在化させ、水素環境脆化に対する耐久性を低くする作用を有する。ただし、結晶粒径を微細化することで、８００ＭＰａ以上の高強度化と水素環境脆化の防止の両立が可能となる。水素環境脆化を防止するには、結晶粒度番号（ＡＳＴＭ　Ｅ　１１２）を８番以上、好ましくは９番以上、より好ましくは１０番以上とする。
　結晶粒を微細化するためには、合金炭窒化物を活用したピニングが有効である。この効果を得るには、大きさ５０～１０００ｎｍの合金炭窒化物を断面観察で０．４個/μm2以上含有させる必要がある。これらの合金炭窒化物は、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ等を主成分として含有し、Ｚ相、即ちＣｒ（Ｎｂ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、もしくはＭＸ型（Ｍ：Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ等、Ｘ：Ｃ、Ｎ）の結晶構造を有する物を指す。本発明における合金炭窒化物は、Ｆｅをほとんど含有しない炭窒化物を指し、Ｆｅを含むとしても１atom％以下である。また、本発明における炭窒化物は、Ｃ（炭素）の含有量が究極的に少ない場合、即ち、窒化物である場合を包含する。
　（Ｃ）製造方法
　（Ｂ）で述べるように結晶粒を微細化し、かつ所望の数密度の微細な合金炭窒化物を析出させるためには、通常の方法では不可能であるが、下記に述べる固溶化熱処理、冷間加工、二次熱処理を順次行うことにより製造することが可能である。
　最初の固溶化熱処理は、合金元素を充分に固溶させるため、１０００℃以上、望ましくは１１００℃以上で行う必要があるが、１２００℃を超えると結晶粒が極端に粗大化するため上限を１２００℃とする。以下、便宜のため、固溶化熱処理における熱処理温度を「Ｔ１温度」と言う。
　なお、本発明に係る固溶化熱処理は、後の二次熱処理で炭窒化物を析出させるために必要な限度の固溶化が行われれば良いのであって、必ずしも炭窒化物形成元素の全てが固溶化されることを必要としない。固溶化熱処理された鋼材は、固溶化熱処理温度から急冷されることが望ましく、水冷（シャワー水冷やどぶ漬け）が望ましい。
　また、固溶化熱処理に関しては、独立した固溶化熱処理工程を必ずしも設ける必要は無く、熱間押し出し等の熱間加工の工程後に急冷を行うことで、同等の効果を得ることができる。例えば、１１５０℃前後で熱間押し出し後、急冷を行えばよい。
　次に、炭窒化物の析出核を増すため、断面減少率２０％以上の冷間加工度で冷間加工を施す。冷間加工度の上限は特に無いが、通常の部材に施される加工度を勘案すると、９０％以下が望ましい。最後に、冷間によるひずみを除去しかつ微細な炭窒化物を析出させ結晶粒を微細化させるため、二次熱処理を、Ｔ１温度よりは低い温度で行う。以下、便宜のため、二次熱処理における熱処理温度を「Ｔ２温度」と言う。
　Ｔ２温度は、Ｔ１温度未満とする。結晶粒をより微細化するためには、Ｔ２温度は［Ｔ１処理温度－２０℃］以下が好ましく、［Ｔ１処理温度－５０℃］以下がより好ましい。具体的には、Ｔ２温度を１１５０℃以下とするのが好ましく、１０８０℃以下がより好ましい。一方、Ｔ２温度が９００℃を下回ると粗大なＣｒ炭化物が生成し組織が不均一となることからその下限を９００℃とする。
　以下、実施例に基づき、本発明の効果を説明する。
　表１に示す化学組成を有するステンレス鋼を５０ｋｇ真空溶解し、熱間鍛造により４０～６０ｍｍの厚さのブロックとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　その後、所定の厚さまで熱間圧延を行い、１時間の固溶化熱処理、冷間圧延、１時間の二次熱処理を行い、最終的に８ｍｍの厚さの板材とした。各試験Ｎｏ．における固溶化熱処理温度（Ｔ１温度）をＴ１(℃)、二次熱処理温度（Ｔ２温度）をＴ２(℃)として表２に記載する。各試験Ｎｏ．の冷間加工度も表２に記載する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　板材の圧延方向の垂直断面が観察対象となるように、試料採取して樹脂埋めし、電解エッチング後、結晶粒度番号（ＡＳＴＭ　Ｅ　１１２準拠）を測定した。また、同じく断面方向の樹脂埋め込み材を用いて、抽出レプリカ法による電子顕微鏡観察により、析出物数の計測を行った。１００００倍の倍率で２５μｍ２の領域を１０視野観察し、大きさ５０～１０００ｎｍの析出物を計測した。ここで計測した析出物は、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎ等を含む斜方晶構造のＺ相、またはＣｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃ、Ｎ等を含む正方晶構造のＭＸ型炭窒化物である。
　板材の長手方向に平行部直径が３ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、常温大気中または常温の８５ＭＰａの高圧水素ガス中でひずみ速度３×１０－６／ｓで引張試験を行い、引張強さ(ＴＳ)、破断伸びを測定した。水素の影響は延性の低下に顕著に現れることから、大気中破断伸びと水素中破断伸びの比を相対破断伸びとし、この相対破断伸びが８０％以上、望ましくは９０％以上であれば水素による延性低下は軽微であり、耐水素環境脆化特性に優れると解釈した。
　なお、上記引張試験のひずみ速度３×１０－６／ｓは、従来の文献で用いられている高圧水素ガス環境中の引張試験でのひずみ速度１０－４／ｓよりもかなり小さい。これは、水素環境脆化に対する耐久性評価における近年の評価基準では、オーステナイト系ステンレス鋼の水素環境脆化感受性がより高くなる、極低ひずみ速度における評価試験が推奨されているためである。
　表２に供試鋼の結晶粒度番号、炭窒化物個数、引張強さ(ＴＳ)、相対破断伸びを整理した。試験番号１～３５は本発明例であり、結晶粒度番号が８番以上で、充分な個数の炭窒化物が析出しており、ＴＳが８００ＭＰａ以上で、かつ相対破断伸びも８０以上で充分な耐水素環境脆化特性を有していた。
　試験番号３６～４１は比較例である。試験番号３６は固溶化熱処理温度Ｔ１が高すぎ、結晶粒が粗大化し耐水素環境脆化特性に劣っていた。試験番号３７は固溶化熱処理温度Ｔ１が低すぎ、炭窒化物の数密度が少なく、結晶粒が粗大化で、耐水素環境脆化特性に劣っていた試験番号３８および３９は冷間加工度が小さく、炭窒化物の析出数が不充分であり、結晶粒が粗大化し、耐水素環境脆化特性に劣っていた。試験番号４０は二次熱処理温度Ｔ２が高すぎ、結晶粒が粗大化し耐水素環境脆化特性に劣っていた。試験番号４１は最後の固溶化熱処理温度Ｔ２が低すぎ、高すぎ、炭窒化物の数密度が少なく、結晶粒が粗大化し耐水素環境脆化特性に劣っていた。
　試験番号４２～４５は比較例であって、鋼材の化学組成が本発明範囲外である。試験番号４２はＭｎ含有量が低すぎ、その結果、Ｎ（窒素）を充分含有させることができず、結晶粒は粗大化し、低強度で、耐水素環境脆化特性に劣っていた。試験番号４３はＮｉ含有量が低く、δフェライトが生成し耐水素環境脆化特性に劣っていた。試験番号４４はＣｒ含有量が高く、粗大なＣｒ炭化物が生成し耐水素環境脆化特性に劣っていた。試験番号４５はＮ（窒素）含有量が低く、結晶粒が粗大化し、低強度で、耐水素環境脆化特性に劣っていた。
　以上説明したように、本発明によれば、Ｍｎが７％未満のオーステナイトステンレス鋼であっても、２回の熱処理の中間に冷間加工の工程を組合せることにより、水素環境脆化特性に優れた高強度鋼とすることが可能となり、高圧水素ガス用の配管や容器に用いることができる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３％以上７％未満、Ｃｒ：１５～３０％、Ｎｉ：１０％以上１７％未満、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．１０～０．５０％、並びにＶ：０．０１～１．０％およびＮｂ：０．０１～０．５０％のうちの少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．０５０％以下、Ｓが０．０５０％以下であり、引張強さが８００ＭＰａ以上、結晶粒度番号（ＡＳＴＭ　Ｅ　１１２）が８番以上で、最大径が５０～１０００ｎｍの合金炭窒化物を断面観察で０．４個/μm2以上含有することを特徴とする高圧水素ガス用オーステナイトステンレス鋼。
  2. 　質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３％以上７％未満、Ｃｒ：１５～３０％、Ｎｉ：１０％以上１７％未満、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．１０～０．５０％、並びにＶ：０．０１０～１．０％およびＮｂ：０．０１～０．５０％のうちの少なくとも１種を含有し、さらに、下記の第１群～第４群の元素群から選択された少なくとも１群の元素のうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．０５０％以下、Ｓが０．０５０％以下であり、引張強さが８００ＭＰａ以上、結晶粒度番号（ＡＳＴＭ　Ｅ　１１２）が８番以上で、最大径が５０～１０００ｎｍの合金炭窒化物を断面観察で０．４個/μm2以上含有することを特徴とする高圧水素ガス用オーステナイトステンレス鋼。
    　第１群元素…Ｍｏ：０．３～３．０％、Ｗ：０．３～６．０％、
    　第２群元素…Ｔｉ：０．００１～０．５％、Ｚｒ：０．００１～０．５％、Ｈｆ：０．００１～０．３％およびＴａ：０．００１～０．６％、
    　第３群元素…Ｂ：０．０００１～０．０２０％、Ｃｕ：０．３～５．０％およびＣｏ：０．３～１０．０％、
    　第４群元素…Ｍｇ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｌａ：０．０００１～０．２０％、Ｃｅ：０．０００１～０．２０％、Ｙ：０．０００１～０．４０％、Ｓｍ：０．０００１～０．４０％、Ｐｒ：０．０００１～０．４０％およびＮｄ：０．０００１～０．５０％。
  3. 　１０００～１２００℃で固溶化熱処理を施し、次に断面減少率２０％以上の冷間加工を施した後、９００℃以上かつ前記固溶化処理温度未満の温度範囲で再度熱処理を施したことを特徴とする、請求項１または２に記載の高圧水素ガス用オーステナイトステンレス鋼。
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