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WO2016143486A1 - 耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 Download PDF

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WO2016143486A1
WO2016143486A1 PCT/JP2016/054900 JP2016054900W WO2016143486A1 WO 2016143486 A1 WO2016143486 A1 WO 2016143486A1 JP 2016054900 W JP2016054900 W JP 2016054900W WO 2016143486 A1 WO2016143486 A1 WO 2016143486A1
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WO
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less
stainless steel
austenitic stainless
hydrogen
hydrogen embrittlement
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2016/054900
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English (en)
French (fr)
Inventor
松本　和久
秦野　正治
慎一 大宮
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 Stainless Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
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 ES16761458T priority patent/ES2848386T3/es
Priority to KR1020177023655A priority patent/KR101965524B1/ko
Priority to CN201680012710.3A priority patent/CN107406934B/zh
Priority to EP16761458.5A priority patent/EP3266898B1/en
Priority to JP2017504946A priority patent/JP6492163B2/ja
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength austenitic stainless steel excellent in hydrogen embrittlement resistance and a method for producing the same.
  • the present invention relates to an austenitic stainless steel that is used in an environment of high-pressure hydrogen gas and liquid hydrogen and has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance and a method for producing the same.
  • SUS316 steel JIS standard SUS316 austenitic stainless steel
  • SUS316 steel has a resistance to hydrogen embrittlement in a high-pressure hydrogen gas environment, for example, carbon steel containing the above-mentioned Cr-Mo steel, JIS standard SUS304 series austenitic stainless steel (hereinafter referred to as "SUS304 steel”).
  • SUS316 steel and SUS316L steel containing about 13% of Ni are examples of metal materials that do not become hydrogen embrittled in a more severe hydrogen embrittlement environment. However, it is a high pressure to use these two steel types at domestic 70 MPa class hydrogen stations. Recognized by the example standards established by the Gas Safety Association.
  • the SUS316-based austenitic stainless steel described in the above exemplary criteria is expensive because it contains a large amount of rare metals Ni and Mo. Furthermore, for applications to high-pressure hydrogen piping, a tensile strength of about 650 MPa is required. However, even if a solution treatment is performed on SUS316 austenitic stainless steel, such tensile strength is not satisfied.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-3713359 discloses stainless steel having a low Ni content of 5 to 9% and a low cost.
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-173742
  • the stainless steel disclosed in Patent Document 2 controls the metal structure to a two-phase structure of an austenite phase and a martensite phase by thermomechanical treatment while keeping the Ni content 4 to 12%. ing. This achieves a very hard stainless steel having a Vickers hardness of about 500.
  • Patent Document 3 International Publication No. 2004/83477
  • SUS316 steel The stainless steel disclosed in Patent Document 3 (International Publication No. 2004/83477) is a stainless steel for high-pressure hydrogen gas aimed at increasing strength by solid solution strengthening of N. While ensuring good hydrogen embrittlement resistance, it has strength exceeding SUS316 steel.
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2009-133001
  • Stainless steel disclosed in Patent Document 4 has improved resistance to hydrogen embrittlement by utilizing Ti and Nb carbonitrides having a size of 1 ⁇ m or more.
  • the addition of Mo is omitted, the economy is excellent.
  • the stainless steel described in Patent Document 1 has the same strength characteristics as SUS316 steel and is not assumed to be used in a hydrogen environment. Moreover, since the stainless steel described in Patent Document 2 contains a martensite phase that is easily hydrogen embrittled, it is difficult to apply it in a hydrogen environment. Further, the stainless steel described in Patent Document 3 substantially contains 10% or more of Ni, and when Ni content is reduced from this, it is necessary to add Mo, Nb, V, Nd, etc. High cost. Further, the stainless steel described in Patent Document 4 has the same degree of strength as SUS316 steel, and further improvement in strength is desired.
  • the present situation is that high-strength austenitic stainless steel having both hydrogen embrittlement resistance and economy in a high-temperature hydrogen gas environment at a low temperature and over 40 MPa has not yet appeared.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned present situation, and it is an object to provide a high-strength austenitic stainless steel excellent in hydrogen embrittlement resistance that can be suitably used in a low-temperature and high-pressure hydrogen gas environment exceeding 40 MPa.
  • Patent Document 5 Japanese Patent Laid-Open No. 2014-47409
  • an ⁇ phase intermetallic compound is utilized in the stainless steel described in Patent Document 5.
  • addition of 20% or more of Ni is required, resulting in an increase in alloy costs. Therefore, the present inventors have focused on Cr-based carbonitrides as precipitates obtained by utilizing main elements.
  • Non-Patent Document 1 when Cr-based carbonitride is deposited in a metal structure, a Cr-deficient layer having a significantly reduced Cr concentration is formed around the precipitate. In the vicinity of the Cr-deficient layer, the stability of the austenite phase is lowered, so that a work-induced martensite phase is preferentially generated during deformation, leading to a reduction in ductility in high-pressure hydrogen gas.
  • the Cr-deficient layer can be eliminated by additional heat treatment and diffusing Cr, but the manufacturing cost increases.
  • the inventors have the alloy component composition of austenitic stainless steel composed of Cr, Mn, Ni, Mo and trace elements as main elements, the metal structure, the average size of Cr-based carbonitrides, We have conducted intensive research on the relationship between hydrogen embrittlement resistance and strength characteristics under high-pressure hydrogen gas environment. As a result, the following new findings (a) to (e) were obtained.
  • the tensile strength of about 700 MPa exceeding the cold work material of SUS316 steel can be obtained by combining the precipitation strengthening of Cr-based carbonitride. .
  • the size of the Cr-based carbonitride is strongly influenced by the heat treatment conditions.
  • the precipitation nose temperature of Cr-based carbonitride is about 800 ° C.
  • Cr-based carbonitride precipitates in a short time, but coarsening proceeds rapidly. For this reason, it is difficult to control the average size of the Cr-based carbonitride to 100 nm or less. If the steel material is held at 800 ° C.
  • a step of hot working the steel slab having the component composition according to any one of (1) to (4), a step of performing a final heat treatment at 1000 ° C. to 1150 ° C., and a step after the step of the final heat treatment A high-strength austenitic stainless steel excellent in hydrogen embrittlement resistance, characterized in that it has a cooling step, and in the cooling step, the average cooling rate up to 750 ° C. is controlled to less than 2.0 ° C./s. Manufacturing method.
  • an austenitic stainless steel that is suitably used in an environment of high-pressure hydrogen gas and liquid hydrogen and has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance and a method for producing the same.
  • the austenitic stainless steel according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.2% or less, Si: 0.3 to 1.5%, Mn: 7.0 to 11.0%, P: 0.06. %: S: 0.008% or less, Ni: 5.0-10.0%, Cr: 14.0-20.0%, Cu: 1.0-5.0%, N: 0.01- 0.4% and O: 0.015% or less. Further, the average size of the Cr-based carbonitride is 100 nm or less, and the amount of Cr-based carbonitride is 0.001 to 0.5% by mass. Below, the reason for limitation of a component composition is demonstrated first.
  • C is an element effective for stabilizing the austenite phase and contributes to the improvement of hydrogen embrittlement resistance. Further, C contributes to an increase in strength due to solid solution strengthening and precipitation strengthening by Cr-based carbides. In order to obtain these effects, the C content is preferably 0.01% or more. On the other hand, addition of an excessive amount of C leads to excessive precipitation of Cr-based carbides, leading to a decrease in hydrogen embrittlement resistance. For this reason, it is necessary to make the upper limit of C content 0.2%. A more preferable upper limit of the C content is 0.15%.
  • Si is an element effective for stabilizing the austenite phase.
  • the Si content needs to be 0.3% or more.
  • the Si content is preferably 0.4% or more.
  • the addition of an excessive amount of Si promotes the formation of intermetallic compounds such as a sigma phase and causes a decrease in hot workability and toughness. For this reason, the upper limit of Si content needs to be 1.5%.
  • the Si content is more preferably 1.1% or less.
  • Mn is an element effective for stabilizing the austenite phase. Stabilization of the austenite phase suppresses the formation of a work-induced martensite phase, thereby improving the hydrogen embrittlement resistance. For this reason, it is necessary to make Mn content 7.0% or more.
  • the Mn content is preferably 7.5% or more.
  • the addition of an excessive amount of Mn promotes the formation of a ⁇ ferrite phase that is the starting point of cracking due to hydrogen embrittlement, so the upper limit of the Mn content needs to be 11.0%. A more preferable upper limit of the Mn content is 10.5% or less.
  • P is contained as an impurity in the austenitic stainless steel of the present embodiment. Since P is an element that reduces hot workability, it is preferable to reduce the P content as much as possible. Specifically, the P content is preferably limited to 0.06% or less, and more preferably 0.05% or less. However, since extreme reduction of the P content leads to an increase in steelmaking costs, the P content is preferably 0.008% or more.
  • S is an element that segregates at the austenite grain boundary during hot working and induces cracking during hot working by weakening the bonding force of the grain boundary. Therefore, it is necessary to limit the upper limit of the S content to 0.008%.
  • the upper limit with preferable S content is 0.005%. Since it is preferable to reduce the S content as much as possible, there is no particular lower limit. However, extreme reduction leads to an increase in steelmaking costs. For this reason, it is preferable that S content is 0.0001% or more.
  • Ni is an element having a large effect of improving the hydrogen embrittlement resistance of austenitic stainless steel. In order to sufficiently obtain this effect, the Ni content needs to be 5.0% or more. The Ni content is preferably 5.5% or more. On the other hand, the addition of an excessive amount of Ni causes an increase in material cost, so the upper limit of the Ni content is 10.0%. The Ni content is preferably 9.5% or less.
  • Cr is an element indispensable for obtaining the corrosion resistance required for stainless steel.
  • Cr is an element that contributes to an increase in strength of austenitic stainless steel.
  • the Cr content needs to be 14.0% or more.
  • the Cr content is preferably 14.5% or more.
  • the addition of an excessive amount of Cr causes excessive precipitation of Cr-based carbonitrides, and deteriorates the hydrogen embrittlement resistance. For this reason, it is necessary to make the upper limit of Cr content 20.0%.
  • the Cr content is preferably 18.5% or less.
  • Cu is an element effective for stabilizing the austenite phase.
  • the Cu content needs to be 1.0% or more.
  • the Cu content is preferably 1.8% or more.
  • the addition of an excessive amount of Cu leads to a decrease in strength and the hot workability is impaired, so the upper limit of the Cu content needs to be 5.0%.
  • the Cu content is more preferably 4.0% or less.
  • N is an element effective for stabilizing the austenite phase and improving the corrosion resistance.
  • solid solution strengthening and Cr-based nitride precipitation strengthening contribute to an increase in strength.
  • the N content is preferably 0.01% or more.
  • the N content is preferably 0.03% or more.
  • the addition of an excessive amount of N promotes excessive formation of Cr-based nitrides, and deteriorates the hydrogen embrittlement resistance, corrosion resistance, and toughness of the austenite phase. For this reason, the upper limit of N content needs to be 0.4%.
  • the N content is more preferably 0.3% or less.
  • O reduces the hot workability and toughness of the austenite phase by forming oxides in the steel. For this reason, it is necessary to limit the upper limit of the O (oxygen) content to 0.015% or less.
  • the O content is preferably 0.010% or less.
  • the O (oxygen) content is preferably reduced as much as possible, but the extreme reduction leads to an increase in steelmaking costs. Therefore, the O (oxygen) content is preferably 0.001% or more.
  • the austenitic stainless steel according to the present embodiment may contain an arbitrarily added element described later.
  • Mo is an element contributing to an increase in strength and corrosion resistance of austenitic stainless steel.
  • the addition of Mo causes an increase in alloy cost.
  • Mo promotes the formation of ⁇ ferrite phase, leading to a decrease in hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the Mo content is preferably 0.5% or less.
  • Mo is an element inevitably mixed from scrap raw materials. Excessive reduction of the Mo content invites restrictions on the melting raw material and leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, in order to achieve both the above effects and the suppression of manufacturing cost, the lower limit of the Mo content is preferably 0.05%.
  • REM rare earth element
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • 15 elements lanthanoid
  • La lanthanum
  • Lu lutetium
  • a single element may be added, or two or more elements may be added.
  • the content of REM is the total amount of these elements.
  • Ti, Nb, and V are effective elements for increasing the strength by dissolving in steel or precipitating as carbonitride. If necessary, one or more elements selected from these may be added.
  • the content of each of Ti, Nb, and V is preferably 0.01% or more. However, if the content of each of Ti, Nb, and V is more than 0.50%, it precipitates coarsely during the final heat treatment, and suppresses the formation of Cr-based carbonitrides. Therefore, the upper limit of each content of Ti, Nb, and V needs to be 0.50% or less. The upper limit with preferable each content of Ti, Nb, and V is 0.30%.
  • the balance other than the above-described elements is Fe and unavoidable impurities, but other elements other than the above-described elements are also included within a range that does not impair the effects of the present embodiment. It can be made.
  • cracks generated by hydrogen gas embrittlement are controlled by controlling the average size of Cr-based carbonitride to 100 nm or less and controlling the amount of Cr-based carbonitride to be 0.5% or less by mass%. The generation and progress of are significantly suppressed. As a result, the hydrogen gas embrittlement resistance is improved.
  • the lower limit of the amount of Cr-based carbonitride produced is 0.001% or more.
  • the lower limit of the production amount of Cr-based carbonitride is preferably 0.005% or more.
  • the average size of Cr-based carbonitrides and the amount of Cr-based carbonitrides produced can be controlled by controlling the average cooling rate after the final heat treatment described later. It becomes coarse. Therefore, the presence of Cr-based carbonitride can be confirmed with a transmission microscope (TEM).
  • the average size of the Cr-based carbonitride is 100 nm or less, and the preferable average size of the Cr-based carbonitride is 70 nm or less.
  • the average cooling rate is fast (close to the upper limit)
  • the Cr-based carbonitride is very fine, so there is no particular lower limit on the average size of the Cr-based carbonitride, but it is 5 nm or more. It is preferable.
  • the amount of Cr-based carbonitride produced can be measured, for example, by the electrolytic extraction residue method. If an excessive amount of Cr-based carbonitride is generated, the connection and propagation of cracks generated from the periphery of the Cr-based carbonitride is promoted, so the amount of Cr-based carbonitride generated is 0% by mass. It should be 5% or less. Preferably, the production amount of Cr-based carbonitride is 0.45% or less in mass%. On the other hand, when the cooling rate is fast (close to the upper limit), the Cr-based carbonitride is very fine, so there is no particular lower limit for the average size of the Cr-based carbonitride. However, as for the amount of Cr-based carbonitrides produced, the lower limit is 0.001% or more, preferably 0.005% or more, in order to obtain the effect of increasing the strength.
  • the average size of Cr-type carbonitride is measured by the following method, for example.
  • the precipitate is observed by TEM, the precipitate is identified by EDX, and the Cr-based carbonitride is specified.
  • the major axis and minor axis of one Cr-based carbonitride are measured from a TEM photograph.
  • an average value of the major axis and the minor axis ((major axis + minor axis) / 2) is obtained and set as the size of the Cr-based carbonitride.
  • the sizes of a plurality of Cr-based carbonitrides are obtained.
  • An average value of the sizes of a plurality of Cr-based carbonitrides can be calculated, and the average value can be set as the average size of the Cr-based carbonitrides in stainless steel.
  • a circumscribed rectangle is drawn for one Cr carbonitride so as to minimize the area.
  • the long side of the circumscribed rectangle is the major axis of Cr carbonitride, and the short side of the circumscribed rectangle is the minor axis of Cr carbonitride.
  • the austenitic stainless steel of this embodiment is not limited to a steel plate. Therefore, the steel slab is not limited to the slab, and it can be achieved by selecting a steel slab (billette, bloom, etc.) having a preferable shape with respect to the shape of the target product (bar, pipe, etc.). Needless to say.
  • the conditions for the final heat treatment after hot working will be described in detail. If the temperature of the final heat treatment after hot working is too high, the strength of the steel material may be reduced due to excessive grain growth, or a grinding process may be added due to abnormal oxidation, which may increase production costs. For this reason, the upper limit of the temperature of final heat processing shall be 1150 degreeC. On the other hand, if the temperature of the final heat treatment is too low, a deformed structure at the time of hot working remains and the ductility of the steel product decreases, so the lower limit is set to 1000 ° C. A preferable temperature range of the final heat treatment is 1020 ° C. to 1120 ° C. The heat treatment holding time in the above temperature range is 1 second to 1 hour.
  • a preferable lower limit of the holding time is 30 seconds.
  • the strength may decrease due to excessive grain growth, or a grinding process may be added due to abnormal oxidation, leading to an increase in production cost.
  • the upper limit of the preferable holding time is 40 minutes.
  • the precipitation nose temperature of Cr-based carbonitride is about 800 ° C. If the steel material is held at a temperature higher than this, the coarsening of the Cr-based carbonitride proceeds rapidly, so it is difficult to control the average size of the Cr-based carbonitride to 100 nm or less. On the other hand, when the steel material is held at 800 ° C. or lower, the coarsening of the Cr-based carbonitride can be suppressed, but it takes time to start the precipitation. For this reason, it leads to the increase in manufacturing cost.
  • the average cooling rate up to 750 ° C. is controlled to less than 2.0 ° C./s, thereby improving the strength of stainless steel and improving the resistance to hydrogen embrittlement. It is possible to ensure the average size and production amount of Cr-based carbonitrides that satisfy both requirements.
  • the average cooling rate up to 750 ° C. to less than 2.0 ° C./s.
  • the average cooling rate is faster than 2.0 ° C./s, it is not possible to secure the time for the Cr-based carbonitride to precipitate, so the strength of the steel product cannot be increased.
  • the cooling rate is excessively low, the average size of the Cr-based carbonitride may be larger than 100 nm, and the good hydrogen embrittlement resistance of the steel product may not be ensured. Therefore, the preferable lower limit of the average cooling rate is 0.3 ° C./s or more.
  • the austenitic stainless steel according to the present embodiment is not limited to the above-described manufacturing method, and any manufacturing method can be used as long as the average size and the generation amount of Cr-based carbonitride can be controlled within the above range. May be.
  • the average size and production amount of Cr-based carbonitride by the heat treatment in the manufacturing process of hydrogen equipment using austenitic stainless steel satisfying the components of the range of the present embodiment, or the heat treatment to the hydrogen equipment is within the above range. It may be controlled within.
  • a stainless steel specimen having the composition shown in Table 1 was melted to produce a slab having a thickness of 120 mm. Thereafter, the slab was heated at 1200 ° C. and hot rolled to produce a hot-rolled sheet having a thickness of 20 mm. Thereafter, the hot-rolled sheet was subjected to final heat treatment and cooling under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot-rolled annealed sheet. The holding time in the final heat treatment was in the range of 3 minutes to 20 minutes.
  • “heat treatment temperature (° C.)” indicates the temperature of the final heat treatment
  • cooling rate (° C./s)” indicates the average cooling rate.
  • Table 2 shows the average size of Cr-based carbonitride and the amount of Cr-based carbonitride of each test material.
  • a sample was prepared from the obtained hot-rolled annealed plate by the extraction replica method, and then the precipitates were observed by TEM and identified by EDX to identify Cr-based carbonitrides.
  • the size of one Cr-based carbonitride was defined as the average value of the major axis and the minor axis ((major axis + minor axis) / 2).
  • the size of 30 Cr-based carbonitrides was measured, and the average size of 30 Cr-based carbonitrides was determined as the average size of Cr-based carbonitrides in the test material.
  • the amount of precipitate (the amount of Cr-based carbonitride) was measured by taking an analytical sample from the test material and using the electrolytic extraction residue method.
  • the filter used for filtering the residue had a mesh size of 0.2 ⁇ m, and the detected amount of Cr was regarded as the amount of Cr-based carbonitride of the test material.
  • the resistance to hydrogen gas embrittlement was evaluated for the hot-rolled annealed plates of each test material by the following method.
  • a round bar tensile test piece having a parallel portion with an outer diameter of 3 mm and a length of 20 mm was collected from the longitudinal direction of the hot-rolled annealed plate having a thickness of 20 mm and from the center of the plate thickness.
  • a tensile test in the atmosphere and (2) a tensile test in high-pressure hydrogen gas were performed.
  • the tensile test in the atmosphere (1) was performed under the conditions of a test temperature: 25 ° C., a test environment: air, and a strain rate: 5 ⁇ 10 ⁇ 5 / s.
  • the tensile test in (2) high-pressure hydrogen gas was performed in the same manner as the atmospheric tensile test in (1) except that the test environment was “70 MPa in hydrogen”.
  • atmosphere and 70 Mpa hydrogen exceeds 650 Mpa was evaluated as the pass.
  • a value of “(throttle in high-pressure hydrogen gas / throttle in the atmosphere) ⁇ 100 (%)” was calculated as a relative throttle.
  • a test material having this value of 80% or more was evaluated as having passed hydrogen embrittlement resistance in high-pressure hydrogen gas. The results are shown in Table 3.
  • Specimens A1a and A2 to A17 are specimens (invention examples) subjected to final heat treatment and cooling under preferable conditions. While these relative aperture values were 90% or more, the tensile strength in the atmosphere and in 70 MPa hydrogen exceeded the target value of 650 MPa.
  • Test piece A1b has a cooling rate after the final heat treatment exceeding the range of the present embodiment. As a result, when cooling after the final heat treatment, Cr-based carbonitrides did not precipitate in the test material, and the effect of precipitation strengthening could not be obtained. For this reason, the tensile strength in the atmosphere was less than 650 MPa.
  • Test piece B1 has a Cu amount lower than the range of the present embodiment. As a result, the hydrogen embrittlement resistance was insufficient, and the relative aperture value was 56%.
  • Test piece B2 has a Cu amount exceeding the range of the present embodiment. As a result, the strength of the austenite phase was reduced, and the tensile strength in the atmosphere and in 70 MPa hydrogen was below the target value of 650 MPa.
  • Test piece B3 has a Ni content below the range of the present embodiment. As a result, the hydrogen embrittlement resistance was insufficient, and the relative aperture value was 48%.
  • Test piece B4 has an N amount exceeding the range of the present embodiment. As a result, the deformed structure of the austenite phase became highly susceptible to hydrogen gas embrittlement, the hydrogen embrittlement resistance was insufficient, and the relative aperture value was 51%.
  • Specimen B5 has a Mn amount lower than the range of the present embodiment. As a result, the hydrogen embrittlement resistance was insufficient, and the relative aperture value was 56%.
  • Specimen B6 has an Mn amount exceeding the range of the present embodiment. As a result, the ⁇ ferrite phase remained in the austenite phase, resulting in insufficient hydrogen embrittlement resistance and a relative drawing value of 58%.
  • Specimen B7 has an N amount below the range of the present embodiment. As a result, the effect of solid solution strengthening could not be sufficiently obtained, the strength of the austenite phase was insufficient, and the tensile strength in the atmosphere and in 70 MPa hydrogen could not exceed the target value.
  • the austenitic stainless steel of the present embodiment can provide extremely excellent hydrogen embrittlement resistance and tensile strength of over 650 MPa in high-pressure hydrogen gas of over 40 MPa. For this reason, the austenitic stainless steel of this embodiment can be applied as a material for a high-pressure hydrogen gas tank, a high-pressure hydrogen gas tank liner, a high-pressure hydrogen gas, and a liquid hydrogen pipe that store hydrogen gas having a pressure exceeding 40 MPa. is there.

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Abstract

　この耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：０．３～１．５％、Ｍｎ：７．０～１１．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５．０～１０．０％、Ｃｒ：１４．０～２０．０％、Ｃｕ：１．０～５．０％、Ｎ：０．０１～０．４％、Ｏ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズが１００ｎｍ以下であり、かつＣｒ系炭窒化物の量が質量％で０．００１～０．５％である。

Description

耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
　本発明は、耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法に関する。特に、本発明は、高圧水素ガスおよび液体水素の環境下で使用され、高い強度を有する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およびその製造方法に関する。
　本願は、２０１５年３月６日に、日本に出願された特願２０１５－０４４６４４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球温暖化防止の観点から、温室効果ガス（ＣＯ２、ＮＯｘ、ＳＯｘ）の排出を抑制するため、水素をエネルギーの輸送・貯蔵媒体として利用する技術開発が進んでいる。このため、水素の貯蔵・輸送用の機器で使用される金属材料の開発が期待されている。
　従来、圧力４０ＭＰａ程度までの水素ガスは、厚肉（厚さの厚い）のＣｒ－Ｍｏ鋼製ボンベに高圧ガスとして充填・貯蔵されている。また、配管用材料あるいは燃料電池自動車の高圧水素ガスタンクライナーとしては、ＪＩＳ規格のＳＵＳ３１６系オーステナイト系ステンレス鋼（以下、「ＳＵＳ３１６鋼」と記載）が使用されている。ＳＵＳ３１６鋼は、高圧水素ガスの環境下での耐水素脆化特性が、例えば上記のＣｒ－Ｍｏ鋼を含む炭素鋼や、ＪＩＳ規格のＳＵＳ３０４系オーステナイト系ステンレス鋼（以下、「ＳＵＳ３０４鋼」と記載）と比較して良好である。
　近年、燃料電池自動車の一般販売に先駆けて、水素ステーションの公的な試作・実証実験が進行している。例えば、大量の水素を液体水素として貯蔵でき、かつ液体水素を昇圧して７０ＭＰａ以上の高圧水素ガスとして供給可能な水素ステーションが実証段階にある。また、水素ステーションにおいて、燃料電池自動車のタンクに充填する水素を－４０℃程度の低温に予冷するプレクールと呼ばれる技術が実用化されている。
　これらのことから、水素ステーションのディスペンサーに付随する液体水素用の貯蔵容器や水素ガス配管などに用いられる金属材料は、７０ＭＰａの高圧かつ低温の水素ガスに曝されることが想定される。
　より過酷な水素脆化環境下で水素脆化しない金属材料として、Ｎｉを１３％程度含有したＳＵＳ３１６鋼およびＳＵＳ３１６Ｌ鋼が挙げられるが、これら２鋼種を国内の７０ＭＰa級水素ステーションで使用することが高圧ガス保安協会の定める例示基準にて認められている。
　一方、将来の燃料電池自動車を中心とした水素エネルギー社会の普及および自律的発展のためには、燃料電池自動車や水素ステーションのコスト削減が必要不可欠である。つまり、水素脆化環境下で用いられる金属材料に対しては、各種の機器の小型化・薄肉化により鋼材の使用量を削減するため、より一層の高い強度が求められている。
　しかしながら、上記の例示基準に記載されたＳＵＳ３１６系オーステナイト系ステンレス鋼は、レアメタルであるＮｉとＭｏを多量に含んでいるため高価である。さらに、高圧水素配管への用途では、６５０ＭＰａ程度の引張強さが要求される。しかし、ＳＵＳ３１６系オーステナイト系ステンレス鋼に溶体化処理を施しても、このような引張強度さを満足しないため、ＳＵＳ３１６系オーステナイト系ステンレス鋼に冷間加工を施して強度を補強して使用される。
　特許文献１（特開２００２－３７１３３９号公報）には、Ｎｉ含有量が５～９％と少なく低コストであるステンレス鋼が開示されている。
　特許文献２（特開２００２－１７３７４２号公報）で開示されたステンレス鋼は、Ｎｉ含有量を４～１２％としつつ、加工熱処理により金属組織をオーステナイト相とマルテンサイト相の二相組織に制御している。これによりビッカース硬さが５００程度と非常に硬質なステンレス鋼を達成している。
　特許文献３（国際公開第２００４／８３４７７号）で開示されたステンレス鋼は、Ｎの固溶強化による高強度化を指向した高圧水素ガス用ステンレス鋼である。良好な耐水素脆化特性を確保しつつ、ＳＵＳ３１６鋼を上回る強度を有している。
　特許文献４（特開２００９－１３３００１号公報）で開示されたステンレス鋼は、１μｍ以上の大きさのＴｉおよびＮｂの炭窒化物の活用により耐水素脆化特性を向上させており、ＳＵＳ３１６鋼に対してＭｏ添加を省略しているため、経済性に優れている。
　しかしながら、特許文献１に記載のステンレス鋼は、強度特性がＳＵＳ３１６鋼と同程度であり、さらに水素環境下での使用は想定していない。
　また、特許文献２に記載のステンレス鋼は、水素脆化しやすいマルテンサイト相を含んでいるため、水素環境下での適用は困難である。
　また、特許文献３に記載のステンレス鋼は、実質的にＮｉを１０％以上含んでおり、これよりＮｉ含有量を少なくする場合はＭｏやＮｂ、Ｖ、Ｎｄ等の添加が必要となるため、高コストである。
　また、特許文献４に記載のステンレス鋼は、強度に関してはＳＵＳ３１６鋼と同程度であり、さらなる強度の向上が望まれる。
　このように、低温かつ４０ＭＰａ超の高圧水素ガス環境下での耐水素脆化特性と経済性を兼ね備えた高強度オーステナイト系ステンレス鋼は、未だ出現していないのが現状である。
特開２００２－３７１３３９号公報 特開２００２－１７３７４２号公報 国際公開第２００４／８３４７７号 特開２００９－１３３００１号公報 特開２０１４－４７４０９号公報 特開２０１４－１４２２号公報
「ＳＵＳ３１６系ステンレス鋼の低温における水素環境脆化におよぼす温度の影響」日本金属学会誌、第６７巻　第９号、ｐ４５６～４５９
　本発明は、前述の現状に鑑みてなされたもので、低温かつ４０ＭＰａ超の高圧水素ガス環境下で好適に使用できる耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼を提供することを課題とする。
　析出強化による高強度化を指向した高圧水素用ステンレス鋼としては、例えば特許文献５（特開２０１４－４７４０９号公報）に開示されている。
　特許文献５に記載のステンレス鋼では、η相金属間化合物を活用している。しかしながら、２０％以上のＮｉの添加が必要となり合金コストの増加を招く。
　そこで、本発明者らは、主要元素を活用して得られる析出物として、Ｃｒ系炭窒化物に着目した。
　一方で、一般的にステンレス鋼の各種特性は、Ｃｒ系炭窒化物の影響により低下する。例えば、特許文献６（特開２０１４－１４２２号公報）で開示されている通り、Ｃｒ系炭窒化物が析出すると、Ｃｒ系炭窒化物と母相との界面が破壊の起点となり、成型性の低下を招く。
　さらに、ステンレス鋼の耐水素ガス脆化特性に及ぼすＣｒ系炭窒化物の影響も例外ではない。非特許文献１によれば、金属組織中にＣｒ系炭窒化物を析出させた場合、この析出物の周囲には、Ｃｒ濃度が著しく低下したＣｒ欠乏層が形成される。このＣｒ欠乏層の付近ではオーステナイト相の安定度が低下するため、変形時に加工誘起マルテンサイト相が優先的に生成してしまい、高圧水素ガス中での延性の低下を招く。Ｃｒ欠乏層は追加で熱処理を行い、Ｃｒを拡散させることで消失させることができるが、製造コストが増加してしまう。
　ここで、発明者らは、主要元素であるＣｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏと微量の元素で構成されているオーステナイト系ステンレス鋼の合金成分組成と、金属組織、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズ、高圧水素ガス環境下における耐水素脆化特性および強度特性の関係について鋭意研究を行った。その結果、以下の（ａ）～（ｅ）の新しい知見を得た。
（ａ）水素脆化を示した試験片では、Ｃｒ系炭窒化物の周辺で、き裂（cracks）が生成する。各Ｃｒ系炭窒化物の周辺で生成したき裂が連結・伝ぱすることで延性が低下する。
（ｂ）しかしながら、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズを１００ｎｍ以下に制御し、かつＣｒ系炭窒化物の量を質量％で０．００１～０．５％に制御することで、水素脆化により生成するき裂の生成・進展が著しく抑制される。その結果、耐水素脆化特性が向上する。
（ｃ）このようなＣｒ系炭窒化物の平均サイズと量（質量％）を満たしていれば、Ｃｒ系炭窒化物を含有するオーステナイト系ステンレス鋼の高強度化にも有効に作用する。さらにＭｎ添加によるＮの固溶強化を活用しつつ、Ｃｒ系炭窒化物の析出強化を複合的に作用させることで、ＳＵＳ３１６鋼の冷間加工材を上回る７００ＭＰａ程度の引張強度を得ることができる。
（ｄ）Ｃｒ系炭窒化物のサイズは熱処理条件の影響を強く受ける。Ｃｒ系炭窒化物の析出ノーズ温度は８００℃程度である。これより高い温度で鋼材を保持すると短時間でＣｒ系炭窒化物が析出するが、粗大化が速やかに進行する。このため、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズを１００ｎｍ以下に制御するのは困難である。８００℃以下で鋼材を保持すると、Ｃｒ系炭窒化物の粗大化は抑制できるが、析出開始に時間がかかってしまう。このため、製造コストの増加に繋がってしまう。
（ｅ）しかしながら、最終熱処理後の冷却時、７５０℃までの平均冷却速度を２．０℃／ｓ未満に制御することで、ステンレス鋼の高強度化と耐水素脆化特性の向上を両立させるＣｒ系炭窒化物の平均サイズ及び量（質量％）を確保することができる。
　本発明の一態様は、上記（ａ）～（ｅ）の新たな知見に基づいてなされたものであり、その要件は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：０．３～１．５％、Ｍｎ：７．０～１１．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５．０～１０．０％、Ｃｒ：１４．０～２０．０％、Ｃｕ：１．０～５．０％、Ｎ：０．０１～０．４％、Ｏ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズが１００ｎｍ以下であり、かつＣｒ系炭窒化物の量が質量％で０．００１～０．５％であることを特徴とする耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
（２）更に、質量％で、Ｍｏ：０．５％以下を含むことを特徴とする（１）に記載の耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
（３）更に、質量％で、Ａｌ：０．３％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５％以下から選択される１種または２種以上を含むことを特徴とする（１）または（２）に記載の耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
（４）更に、質量％で、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下から選択される１種または２種以上を含むことを特徴とする（１）～（３）のいずれか一項に記載の耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
（５）高圧水素ガスおよび液体水素環境中で用いられることを特徴とする（１）～（４）のいずれか一項に記載の耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
（６）（１）～（４）のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼片を熱間加工する工程と、１０００℃～１１５０℃で最終熱処理する工程と、前記最終熱処理の工程後に冷却する工程を有し、前記冷却の工程では、７５０℃までの平均冷却速度を２．０℃／ｓ未満に制御することを特徴とする耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
　本発明の一態様によれば、高圧水素ガスおよび液体水素の環境下で好適に使用され、高い強度を有する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およびその製造方法を提供することができる。
　以下、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法について詳細に説明する。
　まず、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の成分組成について説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
　本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：０．３～１．５％、Ｍｎ：７．０～１１．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５．０～１０．０％、Ｃｒ：１４．０～２０．０％、Ｃｕ：１．０～５．０％、Ｎ：０．０１～０．４％、Ｏ：０．０１５％以下を含有する。さらに、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズが１００ｎｍ以下であり、かつＣｒ系炭窒化物の量が質量％で０．００１～０．５％である。
　以下に、先ず、成分組成の限定理由について説明する。
＜Ｃ：０．２％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、耐水素脆化特性の向上に寄与する。また、固溶強化およびＣｒ系炭化物による析出強化のため、Ｃは強度の増加にも寄与する。これら効果を得るため、Ｃ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、過剰な量のＣの添加は、Ｃｒ系炭化物の過剰な析出を招き、耐水素脆化特性の低下に繋がる。このため、Ｃ含有量の上限を０．２％とする必要がある。より好ましいＣ含有量の上限は０．１５％である。
＜Ｓｉ：０．３～１．５％＞
　Ｓｉは、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。オーステナイト相の安定化により耐水素脆化特性を向上させるため、Ｓｉ含有量を０．３％以上とする必要がある。Ｓｉ含有量は０．４％以上であることが好ましい。一方、過剰な量のＳｉの添加は、シグマ相などの金属間化合物の生成を促進させ、熱間加工性や靭性の低下を招く。このため、Ｓｉ含有量の上限を１．５％とする必要がある。Ｓｉ含有量は、より好ましくは１．１％以下である。
＜Ｍｎ：７．０～１１．０％＞
　Ｍｎは、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。オーステナイト相の安定化により加工誘起マルテンサイト相の生成が抑制され、これにより耐水素脆化特性が向上する。このため、Ｍｎ含有量を７．０％以上とする必要がある。Ｍｎ含有量は７．５％以上であることが好ましい。一方、過剰な量のＭｎの添加は、水素脆化による割れ発生の起点となるδフェライト相の生成を促進させるため、Ｍｎ含有量の上限を１１．０％とする必要がある。より好ましいＭｎ含有量の上限は１０．５％以下である。
＜Ｐ：０．０６％以下＞
　Ｐは、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼中に不純物として含まれる。Ｐは、熱間加工性を低下させる元素であるため、Ｐ含有量を極力低減させることが好ましい。具体的には、Ｐ含有量を０．０６％以下に制限することが好ましく、０．０５％以下に制限することがより好ましい。しかし、Ｐ含有量の極度の低減は製鋼コストの増大に繋がるため、Ｐ含有量は０．００８％以上であることが好ましい。
＜Ｓ：０．００８％以下＞
　Ｓは、熱間加工時にオーステナイト粒界に偏析し、粒界の結合力を弱めることで熱間加工時の割れを誘発する元素である。そのため、Ｓ含有量の上限を０．００８％に制限する必要がある。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００５％である。Ｓ含有量は、極力低減させることが好ましいため、特に下限は設けないが、極度の低減は製鋼コストの増大に繋がる。このためＳ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。
＜Ｎｉ：５．０～１０．０％＞
　Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の耐水素脆化特性を向上させる効果が大きい元素である。この効果を十分に得るため、Ｎｉ含有量を５．０％以上とする必要がある。Ｎｉ含有量は５．５％以上であることが好ましい。一方、過剰な量のＮｉの添加は材料コストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量の上限を１０．０％とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは９．５％以下である。
＜Ｃｒ：１４．０～２０．０％＞
　Ｃｒは、ステンレス鋼に要求される耐食性を得るために欠くことのできない元素である。加えて、Ｃｒは、オーステナイト系ステンレス鋼の強度の上昇にも寄与する元素である。一般的な腐食環境下で既存のＳＵＳ３１６鋼と遜色のない耐食性を確保するため、Ｃｒ含有量は１４．０％以上とする必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは１４．５％以上である。一方、過剰な量のＣｒの添加は、Ｃｒ系炭窒化物の過剰な析出を招き、耐水素脆化特性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量の上限を２０．０％とする必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは１８．５％以下である。
＜Ｃｕ：１．０～５．０％＞
　Ｃｕは、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。オーステナイト相の安定化により耐水素脆化特性を向上させるため、Ｃｕ含有量は１．０％以上とする必要がある。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．８％以上である。一方、過剰な量のＣｕの添加は、強度の低下につながり、熱間加工性も損なわれるため、Ｃｕ含有量の上限を５．０％とする必要がある。Ｃｕ含有量は、より好ましくは４．０％以下である。
＜Ｎ：０．０１～０．４％＞
　Ｎは、オーステナイト相の安定化と耐食性向上に有効な元素である。また、固溶強化およびＣｒ系窒化物の析出強化により、強度の上昇に寄与する。これら効果を得るため、Ｎ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、過剰な量のＮの添加はＣｒ系窒化物の過剰な生成を促進し、オーステナイト相の耐水素脆化特性や耐食性、靭性を低下させる。このため、Ｎ含有量の上限を０．４％とする必要がある。Ｎ含有量は、より好ましくは０．３％以下である。
＜Ｏ：０．０１５％以下＞
　Ｏは、鋼中で酸化物を形成することで、オーステナイト相の熱間加工性および靭性を低下させる。このため、Ｏ（酸素）含有量の上限を０．０１５％以下に制限する必要がある。Ｏ含有量は、好ましくは、０．０１０％以下である。Ｏ（酸素）含有量は、極力低減させることが好ましいが、極度の低減は製鋼コストの増大に繋がる。このためＯ（酸素）含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、後述する任意に添加される元素を含有してもよい。
＜Ｍｏ：０．５％以下＞
　Ｍｏは、オーステナイト系ステンレス鋼の強度の上昇と耐食性の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｍｏの添加は合金コストの増加を招く。さらに本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｍｏはδフェライト相の生成を促進させ、耐水素脆化特性の低下に繋がる。したがって、Ｍｏ含有量を０．５％以下とすることが好ましい。一方、Ｍｏはスクラップ原料から不可避に混入する元素である。Ｍｏ含有量の過度な低減は、溶解原料の制約を招き、製造コストの増加に繋がる。したがって、上記効果と製造コストの抑制を両立させるため、Ｍｏ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましい。
＜Ａｌ：０．３％以下、Ｍｇ、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５％以下＞
　Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂは、脱酸および熱間加工性、耐食性の向上に有効な元素である。必要に応じて、これらから選択される１種または２種以上の元素を添加してもよい。ただし、これら元素の過剰な量の添加は、製造コストの著しい増加を招く。このため、これら元素の含有量の上限をＡｌ：０．３％以下、Ｍｇ、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５％以下とする必要がある。これら元素の含有量の下限は特に設ける必要はないが、脱酸の効果を十分に得るため、Ａｌ：０．０１％、Ｍｇ、Ｃａ：０．０００２％、ＲＥＭ：０．０１％、Ｂ：０．０００２％とすることが好ましい。
　ここで、ＲＥＭ（希土類元素）は一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独の元素を添加してもよいし、２種以上の元素を添加してもよい。ＲＥＭの含有量は、これら元素の合計量である。
＜Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：０．５０％以下＞
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、鋼中に固溶するか、または炭窒化物として析出し、強度を増加させるために有効な元素である。必要に応じてこれらから選択される１種または２種以上の元素を添加してもよい。この場合、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのそれぞれの含有量は、０．０１％以上が好ましい。ただし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのそれぞれの含有量が０．５０％より多くなると、最終熱処理時に粗大に析出してしまい、Ｃｒ系炭窒化物の生成を抑制する。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのそれぞれの含有量の上限を０．５０％以下とする必要がある。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのそれぞれの含有量の好ましい上限は０．３０％である。
　本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼では、上述した元素以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物であるが、上述した各元素以外の他の元素も、本実施形態の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。
「析出物（Ｃｒ系炭窒化物）に係る限定の理由」
　次に、鋼中に析出するＣｒ系炭窒化物のサイズおよび生成量について説明する。
　水素脆化を示した試験片では、Ｃｒ系炭窒化物の周辺で、き裂が生成する。これは、各Ｃｒ系炭窒化物の周辺に形成されるＣｒ欠乏層に起因して、各Ｃｒ系炭窒化物の周辺において局所的に耐水素ガス脆化特性が低下するためである。Ｃｒ系炭窒化物の周辺を起点として生成したき裂が連結・伝ぱすることで延性が低下する。
　しかしながら、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズを１００ｎｍ以下に制御し、かつＣｒ系炭窒化物の生成量を質量％で０．５％以下に制御することで、水素ガス脆化により生成するき裂の生成・進展が著しく抑制される。その結果、耐水素ガス脆化特性が向上する。
　さらに、Ｃｒ系炭窒化物の析出強化により強度を増加させるとともに、Ｍｎ添加によるＮの固溶強化を複合的に作用させることで、ＳＵＳ３１６鋼の冷間加工材を上回る７００ＭＰａ程度の引張強度を得ることができる。この効果を享受するために、Ｃｒ系炭窒化物の生成量の下限値は、０．００１％以上とする。Ｃｒ系炭窒化物の生成量の下限値は、好ましくは０．００５％以上である。
　Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズおよびＣｒ系炭窒化物の生成量については、後述する最終熱処理後の平均冷却速度を制御することで制御できるが、この平均冷却速度が遅いほど析出物は徐々に粗大化する。そのため、Ｃｒ系炭窒化物の存在を透過型顕微鏡（ＴＥＭ）にて確認することが可能となる。Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズは１００ｎｍ以下であり、好ましいＣｒ系炭窒化物の平均サイズは７０ｎｍ以下である。
　一方、平均冷却速度が速い場合（上限に近い場合）、Ｃｒ系炭窒化物は非常に微細であることから、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズの下限については特に設けないが、５ｎｍ以上であることが好ましい。
　Ｃｒ系炭窒化物の生成量は、例えば電解抽出残渣法により測定できる。
　過剰な量のＣｒ系炭窒化物が生成すると、Ｃｒ系炭窒化物の周辺を起点として生成したき裂の連結・伝ぱが助長されるため、Ｃｒ系炭窒化物の生成量を質量％で０．５％以下とする必要がある。好ましくは、Ｃｒ系炭窒化物の生成量は質量％で０．４５％以下である。一方、冷却速度が速い場合（上限に近い場合）、Ｃｒ系炭窒化物は非常に微細であることから、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズの下限については特に設けない。しかし、Ｃｒ系炭窒化物の生成量については、強度を上昇させる効果を得るため、下限値は０．００１％以上であり、好ましくは０．００５％以上である。
　また、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズは、例えば、以下の方法により測定される。ＴＥＭにより析出物を観察し、ＥＤＸにより析出物を同定し、Ｃｒ系炭窒化物を特定する。次いで、１個のＣｒ系炭窒化物の長径と短径をＴＥＭ写真より測定する。そして、長径と短径の平均値（（長径＋短径）／２）を求め、そのＣｒ系炭窒化物のサイズとする。同様にして、複数個のＣｒ系炭窒化物のサイズを求める。複数個のＣｒ系炭窒化物のサイズの平均値を算出し、その平均値を、ステンレス鋼におけるＣｒ系炭窒化物の平均サイズとすることができる。
　なお、本実施形態では、１個のＣｒ炭窒化物に対して、面積が最小になるように外接長方形を描く。そして、この外接長方形の長辺をＣｒ炭窒化物の長径とし、外接長方形の短辺をＣｒ炭窒化物の短径とする。
「製造方法」
　次に、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法の一例について説明する。
　本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼を製造するには、まず、上記の成分組成からなるステンレス鋼を溶製し、スラブなどの鋼片を製造する。次に、鋼片を所定の温度に加熱して熱間圧延等の熱間加工を行う（熱間加工工程）。
　なお、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、鋼板に限定されるものではない。したがって、鋼片は、スラブに限定されるものではなく、目的の製品（棒、管等）の形状に対して、好ましい形状の鋼片（ビレット、ブルーム等）を選択しても達成可能であることは言うまでもない。
　以下、熱間加工後の最終熱処理の条件について詳細な説明を行う。
　熱間加工後の最終熱処理の温度が高すぎると、過剰な粒成長により鋼材の強度が低下する場合や、異常酸化により研削工程を追加することになり生産コストの増加を招く場合がある。このため、最終熱処理の温度の上限を１１５０℃とする。一方、最終熱処理の温度が低すぎると、熱間加工時の変形組織が残存し、鋼製品の延性が低下するため、下限を１０００℃とする。好ましい最終熱処理の温度範囲は１０２０℃～１１２０℃である。
　上記温度範囲での熱処理の保持時間を１秒～１時間とする。これより保持時間が短すぎると、鋼中に加工組織が残存し、延性低下を招く。好ましい保持時間の下限は３０秒である。また、熱処理の保持時間が長すぎると、過剰な粒成長により強度が低下する場合や、異常酸化により研削工程を追加することになり生産コストの増加を招く場合がある。好ましい保持時間の上限は４０分である。
　Ｃｒ系炭窒化物の析出ノーズ温度は８００℃程度である。これより高い温度で鋼材を保持すると、Ｃｒ系炭窒化物の粗大化が速やかに進行するため、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズを１００ｎｍ以下に制御するのは困難である。一方、８００℃以下で鋼材を保持すると、Ｃｒ系炭窒化物の粗大化は抑制できるが、析出開始に時間がかかってしまう。このため、製造コストの増加に繋がる。
　しかしながら、１０００℃～１１５０℃で最終熱処理後の冷却工程において、７５０℃までの平均冷却速度を２．０℃／ｓ未満に制御することで、ステンレスの高強度化と耐水素脆化特性の向上を両立させるＣｒ系炭窒化物の平均サイズ・生成量を確保することができる。
　以上のことから、最終熱処理後の冷却工程においては、７５０℃までの平均冷却速度を２．０℃／ｓ未満に制御する必要がある。平均冷却速度が２．０℃／ｓより速い場合、Ｃｒ系炭窒化物が析出する時間を確保できないため、鋼製品の強度を高めることができない。一方、冷却速度が過剰に遅い場合、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズが１００ｎｍよりも大きくなるおそれがあり、鋼製品の良好な耐水素脆化特性を確保することができないおそれがある。そのため、好ましい平均冷却速度の下限は０．３℃／ｓ以上である。
　なお、上記熱間加工と最終熱処理の間は、必要に応じて、水冷や放冷等の冷却を適宜行ってよい。また、上記熱間加工、最終熱処理を行った後は、必要に応じて酸洗、冷間加工を施してもよい。
　また、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、上述してきた製造方法に限らず、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズと生成量を上記範囲内に制御できる方法であれば如何なる製造方法を採用してもよい。
　また、本実施形態の範囲の成分を満たすオーステナイト系ステンレス鋼を使用した水素用機器の製造工程における熱処理、あるいは水素用機器への熱処理によってＣｒ系炭窒化物の平均サイズと生成量を上記の範囲内に制御してもよい。
　以下に本発明の実施例について説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
　なお、表中の下線は本実施形態の範囲から外れているものを示す。
　表１の成分組成を有するステンレス鋼供試材を溶製し、厚さ１２０ｍｍのスラブを製造した。その後、スラブを１２００℃で加熱して、熱間圧延を行うことにより、厚さ２０ｍｍの熱延板を作製した。その後、熱延板に対して、表２に記載の条件で最終熱処理および冷却を施し、熱延焼鈍板を得た。最終熱処理における保持時間は３分～２０分の範囲内で行った。表２中の「熱処理温度（℃）」は最終熱処理の温度を示し、「冷却速度（℃／ｓ）」は平均冷却速度を示す。
　各供試材のＣｒ系炭窒化物の平均サイズおよびＣｒ系炭窒化物の量を表２に示す。
　得られた熱延焼鈍板から抽出レプリカ法により試料を作製し、次いでＴＥＭによる析出物の観察・ＥＤＸによる同定を行い、Ｃｒ系炭窒化物を特定した。１個のＣｒ系炭窒化物のサイズは、長径と短径の平均値（（長径＋短径）／２）として定義した。３０個のＣｒ系炭窒化物に対してサイズの測定を行い、３０個のＣｒ系炭窒化物のサイズの平均値を、その供試材におけるＣｒ系炭窒化物の平均サイズと定めた。
　析出物の量（Ｃｒ系炭窒化物の量）は、同様に供試材から分析用サンプルを採取し、電解抽出残渣法により測定した。残渣を濾すフィルターのメッシュサイズは０．２μｍのものを使用し、Ｃｒ検出量をその供試材のＣｒ系炭窒化物の量とみなした。
　次に、各供試材の熱延焼鈍板について、以下に示す方法により、耐水素ガス脆化特性を評価した。
　上記の厚さ２０ｍｍの熱延焼鈍板の長手方向かつ板厚の中心部から、外径３ｍｍ、長さ２０ｍｍの平行部を持つ丸棒引張試験片を採取した。この丸棒引張試験片を用いて、（１）大気中での引張試験と、（２）高圧水素ガス中での引張試験を行った。
（１）の大気中での引張試験は、試験温度：２５℃、試験環境：大気、歪速度：５×１０－５／ｓの条件で実施した。
（２）の高圧水素ガス中での引張試験は、試験環境を「７０ＭＰａ水素中」としたこと以外は、（１）の大気中引張試験と同様にして実施した。
　そして、大気中および７０ＭＰａ水素中の引張強さが６５０ＭＰａを超える供試材を合格と評価した。
　さらに、相対絞りとして、「（高圧水素ガス中での絞り／大気中での絞り）×１００（％）」の値を算出した。この値が８０％以上である供試材を、高圧水素ガス中での耐水素脆化特性が合格であると評価した。その結果を表３に示す。
　試験片Ａ１ａ、Ａ２～Ａ１７は、好ましい条件で最終熱処理および冷却を実施した供試材（発明例）である。これらの相対絞り値は９０％以上でありながら、大気中および７０ＭＰａ水素中の引張強さは目標値の６５０ＭＰａを上回った。
　試験片Ａ１ｂは、最終熱処理後の冷却速度が本実施形態の範囲を上回っている。その結果、最終熱処理後の冷却時、供試材中にＣｒ系炭窒化物が析出せず、析出強化の効果を得ることができなかった。このため、大気中の引張強さが６５０ＭＰａを下回った。
　試験片Ｂ１は、Ｃｕ量が本実施形態の範囲を下回る。その結果、耐水素脆化特性が不足し、相対絞り値が５６％となった。
　試験片Ｂ２は、Ｃｕ量が本実施形態の範囲を上回る。その結果、オーステナイト相の強度が低下し、大気中および７０ＭＰａ水素中の引張強さが目標値である６５０ＭＰａを下回った。
　試験片Ｂ３は、Ｎｉ量が本実施形態の範囲を下回る。その結果、耐水素脆化特性が不足し、相対絞り値が４８％となった。
　試験片Ｂ４は、Ｎ量が本実施形態の範囲を上回る。その結果、オーステナイト相の変形組織が水素ガス脆化感受性の高い組織となり、耐水素脆化特性が不足し、相対絞り値が５１％となった。
　試験片Ｂ５は、Ｍｎ量が本実施形態の範囲を下回る。その結果、耐水素脆化特性が不足し、相対絞り値が５６％となった。
　試験片Ｂ６は、Ｍｎ量が本実施形態の範囲を上回る。その結果、オーステナイト相中にδフェライト相が残存したことで耐水素脆化特性が不足し、相対絞り値が５８％となった。
　試験片Ｂ７は、Ｎ量が本実施形態の範囲を下回る。その結果、固溶強化の効果を十分に得ることができず、オーステナイト相の強度が不足し、大気中および７０ＭＰａ水素中の引張強さが目標値を上回ることができなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、４０ＭＰａ超の高圧の水素ガス中で極めて優れた耐水素脆化特性と６５０ＭＰａ超の引張強さが得られる。このため、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、圧力が４０ＭＰａを超える水素ガスを貯蔵する高圧水素ガス用タンク、高圧水素用ガスタンクライナー、高圧水素ガスおよび液体水素用配管等の材料として適用可能である。

Claims (6)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：０．３～１．５％、Ｍｎ：７．０～１１．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５．０～１０．０％、Ｃｒ：１４．０～２０．０％、Ｃｕ：１．０～５．０％、Ｎ：０．０１～０．４％、Ｏ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズが１００ｎｍ以下であり、かつＣｒ系炭窒化物の量が質量％で０．００１～０．５％であることを特徴とする耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
  2. 　更に、質量％で、Ｍｏ：０．５％以下を含むことを特徴とする請求項１に記載の耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
  3. 　更に、質量％で、Ａｌ：０．３％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５％以下から選択される１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
  4. 　更に、質量％で、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下から選択される１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
  5. 　高圧水素ガスおよび液体水素環境中で用いられることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼。
  6. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼片を熱間加工する工程と、１０００℃～１１５０℃で最終熱処理する工程と、前記最終熱処理の工程後に冷却する工程を有し、前記冷却の工程では、７５０℃までの平均冷却速度を２．０℃／ｓ未満に制御することを特徴とする耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
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ES16761458T ES2848386T3 (es) 2015-03-06 2016-02-19 Acero inoxidable austenítico de alta resistencia que tiene excelentes características de resistencia a la fragilización por hidrógeno y método para producirlo
KR1020177023655A KR101965524B1 (ko) 2015-03-06 2016-02-19 내수소 취화 특성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
CN201680012710.3A CN107406934B (zh) 2015-03-06 2016-02-19 耐氢脆化特性优异的高强度奥氏体系不锈钢及其制造方法
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018180788A1 (ja) * 2017-03-30 2018-10-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 溶接性に優れた水素用高Ｍｎオーステナイト系ステンレス鋼、それを用いた溶接継手および水素用機器、並びに溶接継手の製造方法
JP2019143228A (ja) * 2018-02-23 2019-08-29 日鉄ステンレス株式会社 高Ｍｎオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
KR20210127244A (ko) 2019-03-26 2021-10-21 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
WO2022255437A1 (ja) * 2021-06-03 2022-12-08 日鉄ステンレス株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材およびその製造方法ならびに水素用機器
JP2022188481A (ja) * 2021-06-09 2022-12-21 日鉄ステンレス株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材および水素用機器
WO2024128476A1 (ko) * 2022-12-16 2024-06-20 주식회사 포스코 내수소취성 및 저온 충격인성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강, 및 그 제조방법

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102767040B1 (ko) * 2019-12-19 2025-02-14 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 냉간 가공성이 우수한 고경도·고내식성 용도의 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
CN114929919B (zh) * 2020-01-09 2023-05-05 日铁不锈钢株式会社 奥氏体系不锈钢钢材
CN113146095B (zh) * 2021-03-01 2023-04-11 哈尔滨威尔焊接有限责任公司 一种奥氏体高合金钢专用焊材及应用
CN114058977A (zh) * 2021-10-20 2022-02-18 中国科学院金属研究所 一种牌号为mp-2的高强度耐氢脆膜片及制备方法
CN114058976A (zh) * 2021-10-20 2022-02-18 中国科学院金属研究所 一种高压氢气隔膜压缩机耐氢脆膜片专用板材的制备方法
KR20230073482A (ko) * 2021-11-19 2023-05-26 한국재료연구원 고강도 고인성 중엔트로피 합금 및 그 제조 방법
KR20240050060A (ko) * 2022-10-11 2024-04-18 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
CN116790984A (zh) * 2023-06-25 2023-09-22 湖州永兴特种不锈钢有限公司 一种高压氢气环境下使用的奥氏体不锈钢
CN116970775A (zh) * 2023-07-31 2023-10-31 淮安振达新能源装备有限公司 一种氢能装备用抗氢脆部件制造方法
CN117444552B (zh) * 2023-12-25 2024-03-12 中北大学 一种提高316l不锈钢输氢管抗氢脆性能的方法
CN120060755A (zh) * 2025-03-03 2025-05-30 广西盛昌隆新材料有限公司 一种低铬不锈钢配方及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP2007126688A (ja) * 2005-11-01 2007-05-24 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 高圧水素ガス用オ−ステナイト系高Ｍｎステンレス鋼
EP2460904A2 (de) * 2010-12-03 2012-06-06 Bayerische Motoren Werke AG Austenitischer Stahl für die Wasserstofftechnik
WO2012132992A1 (ja) * 2011-03-28 2012-10-04 住友金属工業株式会社 高圧水素ガス用高強度オーステナイトステンレス鋼
JP2014047409A (ja) * 2012-09-03 2014-03-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal 高圧水素ガス用高強度オーステナイトステンレス鋼

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB995068A (en) 1963-10-14 1965-06-10 Allegheny Ludlum Steel Improvements in or relating to austenitic stainless steel
JPS6280221A (ja) 1985-10-03 1987-04-13 Kawasaki Steel Corp オ−ステナイト系ステンレス厚肉鍛鋼品の製造方法
JP2944865B2 (ja) 1993-08-31 1999-09-06 山陽特殊製鋼株式会社 高強度冷間加工用ステンレス鋼
JP2002173742A (ja) 2000-12-04 2002-06-21 Nisshin Steel Co Ltd 形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法
JP3696552B2 (ja) 2001-04-12 2005-09-21 日新製鋼株式会社 加工性，冷間鍛造性に優れた軟質ステンレス鋼板
JP4207447B2 (ja) 2001-07-13 2009-01-14 大同特殊鋼株式会社 ステンレス鋼鉄筋及びその製造方法
FR2827876B1 (fr) * 2001-07-27 2004-06-18 Usinor Acier inoxydable austenitique pour deformation a froid pouvant etre suivi d'un usinage
KR100617465B1 (ko) 2003-03-20 2006-09-01 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 고압 수소 가스용 스테인레스강, 그 강으로 이루어지는 용기 및 기기
JP3838216B2 (ja) 2003-04-25 2006-10-25 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP4498847B2 (ja) * 2003-11-07 2010-07-07 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れたオ−ステナイト系高Ｍｎステンレス鋼
JP5372467B2 (ja) 2007-10-29 2013-12-18 山陽特殊製鋼株式会社 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
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
JP4949536B2 (ja) 2009-11-30 2012-06-13 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板及びその製造方法
WO2012043877A1 (ja) 2010-09-29 2012-04-05 新日鐵住金ステンレス株式会社 オーステナイト系高Ｍｎステンレス鋼およびその製造方法と、その鋼を用いた部材
JP6099872B2 (ja) 2012-03-15 2017-03-22 オムロン株式会社 Ｒｆｉｄリーダライタおよびｒｆｉｄタグシステム
JP2014001422A (ja) 2012-06-18 2014-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP2007126688A (ja) * 2005-11-01 2007-05-24 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 高圧水素ガス用オ−ステナイト系高Ｍｎステンレス鋼
EP2460904A2 (de) * 2010-12-03 2012-06-06 Bayerische Motoren Werke AG Austenitischer Stahl für die Wasserstofftechnik
WO2012132992A1 (ja) * 2011-03-28 2012-10-04 住友金属工業株式会社 高圧水素ガス用高強度オーステナイトステンレス鋼
JP2014047409A (ja) * 2012-09-03 2014-03-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal 高圧水素ガス用高強度オーステナイトステンレス鋼

Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20190121800A (ko) * 2017-03-30 2019-10-28 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 용접성이 우수한 수소용 고Mn 오스테나이트계 스테인리스 강, 그것을 사용한 용접 조인트 및 수소용 기기, 그리고 용접 조인트의 제조 방법
CN110462082A (zh) * 2017-03-30 2019-11-15 日铁不锈钢株式会社 焊接性优良的氢用高Mn奥氏体系不锈钢、使用该不锈钢的焊接接头和氢用设备、以及焊接接头的制造方法
EP3604595A4 (en) * 2017-03-30 2020-03-18 Nippon Steel Stainless Steel Corporation AUSTENITIC STAINLESS STEEL WITH HIGH MN CONTENT FOR HYDROGEN WITH EXCELLENT WELDABILITY, WELDED JOINT THEREFORE, DEVICE FOR HYDROGEN THEREFORE AND METHOD FOR PRODUCING A WELDED JOINT
JPWO2018180788A1 (ja) * 2017-03-30 2020-03-26 日鉄ステンレス株式会社 溶接性に優れた水素用高Ｍｎオーステナイト系ステンレス鋼、それを用いた溶接継手および水素用機器、並びに溶接継手の製造方法
CN110462082B (zh) * 2017-03-30 2021-04-30 日铁不锈钢株式会社 焊接性优良的氢用高Mn奥氏体系不锈钢、使用该不锈钢的焊接接头和氢用设备、以及焊接接头的制造方法
KR102265769B1 (ko) 2017-03-30 2021-06-15 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 용접성이 우수한 수소용 고Mn 오스테나이트계 스테인리스 강, 그것을 사용한 용접 조인트 및 수소용 기기, 그리고 용접 조인트의 제조 방법
WO2018180788A1 (ja) * 2017-03-30 2018-10-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 溶接性に優れた水素用高Ｍｎオーステナイト系ステンレス鋼、それを用いた溶接継手および水素用機器、並びに溶接継手の製造方法
US11225705B2 (en) 2017-03-30 2022-01-18 Nippon Steel Stainless Steel Corporation High-Mn austenitic stainless steel for hydrogen having excellent weldability, welded joint using same, device for hydrogen using same, and method for producing welded joint
JP7012557B2 (ja) 2018-02-23 2022-01-28 日鉄ステンレス株式会社 高Ｍｎオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2019143228A (ja) * 2018-02-23 2019-08-29 日鉄ステンレス株式会社 高Ｍｎオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
KR20210127244A (ko) 2019-03-26 2021-10-21 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
US12312650B2 (en) 2019-03-26 2025-05-27 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet and method for manufacturing the same
WO2022255437A1 (ja) * 2021-06-03 2022-12-08 日鉄ステンレス株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材およびその製造方法ならびに水素用機器
JPWO2022255437A1 (ja) * 2021-06-03 2022-12-08
JP7705094B2 (ja) 2021-06-03 2025-07-09 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材およびその製造方法ならびに水素用機器
JP2022188481A (ja) * 2021-06-09 2022-12-21 日鉄ステンレス株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材および水素用機器
JP7618508B2 (ja) 2021-06-09 2025-01-21 日鉄ステンレス株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材および水素用機器
WO2024128476A1 (ko) * 2022-12-16 2024-06-20 주식회사 포스코 내수소취성 및 저온 충격인성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강, 및 그 제조방법

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