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WO2025177646A1 - オーステナイト系ステンレス鋼、オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板およびそれらの製造方法、ならびに、高圧水素ガス用機器または液体水素用機器 - Google Patents

オーステナイト系ステンレス鋼、オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板およびそれらの製造方法、ならびに、高圧水素ガス用機器または液体水素用機器

Info

Publication number
WO2025177646A1
WO2025177646A1 PCT/JP2024/041226 JP2024041226W WO2025177646A1 WO 2025177646 A1 WO2025177646 A1 WO 2025177646A1 JP 2024041226 W JP2024041226 W JP 2024041226W WO 2025177646 A1 WO2025177646 A1 WO 2025177646A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
stainless steel
austenitic stainless
grain boundary
content
pickling
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2024/041226
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
大樹 前田
富高 韋
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 Yakin Kogyo Co Ltd
Original Assignee
Nippon Yakin Kogyo Co 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.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Yakin Kogyo Co Ltd filed Critical Nippon Yakin Kogyo Co Ltd
Publication of WO2025177646A1 publication Critical patent/WO2025177646A1/ja
Pending legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25F—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC REMOVAL OF MATERIALS FROM OBJECTS; APPARATUS THEREFOR
    • C25F1/00—Electrolytic cleaning, degreasing, pickling or descaling
    • C25F1/02—Pickling; Descaling
    • C25F1/04—Pickling; Descaling in solution
    • C25F1/06—Iron or steel

Definitions

  • This invention relates to austenitic stainless steels used in equipment for high-pressure hydrogen gas or liquid hydrogen.
  • x to y representing a range of values means “x or more and y or less,” and includes the boundary value.
  • the mass unit "t" represents 1,000 kg.
  • NEDO New Energy and Industrial Technology Development Organization
  • ASME SA-240/UNS S20910 product name: Nitronic 50 equivalent material
  • Patent Documents 1 to 4 propose austenitic stainless steels that contain Nb and V, with the nitrogen content increased by adding Mn. All of these achieve high strength in high-pressure hydrogen gas environments by optimizing the chemical composition and controlling the crystal grain size.
  • Patent Document 5 proposes a material that can be gas tungsten welded. In this way, proposals for practical application are also progressing in the materials field, and it is expected that this trend will continue to expand in the future.
  • the austenitic stainless steel of the present invention which advantageously solves the above problems, contains, by mass, C: 0.040-0.100%, Si: 0.25-1.00%, Mn: 13.50-18.50%, P: 0.020-0.045%, S: 0.0001-0.0020%, Ni: 4.00-8.00%, Cr: 16.50-18.00% It is characterized by its chemical composition consisting of Mo: 0.05-2.00%, Cu: 0.05-1.00%, N: 0.12-0.45%, Al: 0.002-0.020%, Sn: 0.002-0.016%, Co: 0.06-1.00%, and O: 0.0001-0.0050%, with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • a more preferable means for solving the problems of the austenitic stainless steel according to the present invention is one in which the component composition further includes, on a mass basis, one or two of Nb: 0.05 to 0.30% and V: 0.05 to 0.50%, W: 0.02 to 1.20%, and B: 0.0005 to 0.0050%, and the following relational expressions (1) and (2) are satisfied: (1) Formula 1.00 ⁇ 10 ⁇ C/N ⁇ 5.50 (2) Formula 1.5 ⁇ Sn+B ⁇ 0.0060
  • the element symbols in the above formula indicate the content of each element expressed as a mass percentage.
  • the method for producing austenitic stainless steel strip or steel plate according to the present invention includes the steps of melting an alloy having any of the above-mentioned component compositions and continuously casting it to form a steel billet, hot rolling the steel billet to form a hot-rolled alloy plate, cold rolling the hot-rolled alloy plate to form a cold-rolled alloy plate, and final annealing the cold-rolled alloy plate and pickling the surface, and is characterized in that the average ratio of the grain boundary depth to the grain boundary width in the surface layer is 1.5 or less.
  • the high-pressure hydrogen gas equipment or liquid hydrogen equipment of the present invention which advantageously solves the above problems, is characterized by being made of the above-mentioned austenitic stainless steel strip or steel plate.
  • the inventors focused primarily on the surface condition formed by annealing and pickling, and conducted extensive research into the relationship between the formation of an oxide film during annealing, descaling behavior, and the corrosion resistance of the material.
  • Tests were conducted in both air and 70 MPa high-pressure hydrogen environments at a strain rate of 3 ⁇ 10 -5 /s, and the elongation behavior of each test piece was compared. As a result, it was found that the reduction in area at break of the material with a pickled surface was significantly reduced and the variation was large. From this, it was considered important to make the surface condition after pickling smoother, and that this would also contribute to stabilization by reducing the variation. Therefore, it was decided to conduct intensive research to make the surface smoother after pickling.
  • the inventors conducted extensive research into the relationship between the chemical composition and roughness after pickling for 6%Ni-17%Cr-16%Mn-1%Mo-0.3%N-0.07%C steel. As a result, they confirmed that several elements have the effect of achieving smoother surfaces. In other words, it is believed that this will improve variation in slow strain rate tensile tests, making it possible to use the steel under more severe conditions.
  • Mn 13.50-18.50%
  • Mn is an element added as a deoxidizer, stabilizing the austenite phase and increasing the solubility of N. It also suppresses the formation of carbonitrides, ensuring corrosion resistance and contributing to low-temperature strength. For this reason, Mn must be added. However, excessive addition promotes the precipitation of the ⁇ phase, reducing corrosion resistance. It also forms MnS, which acts as a starting point for pitting corrosion and reduces corrosion resistance. Therefore, the Mn content is set to a range of 13.50 to 18.50%.
  • the preferred lower limit of the Mn content is 13.80%, and more preferably 14.00%.
  • the preferred upper limit is 18.00%, and more preferably 17.80%.
  • P 0.020-0.045%
  • P is an element that is inevitably mixed into steel as an impurity. It must be reduced as much as possible because it segregates at grain boundaries and deteriorates hot workability. However, excessive reduction leads to increased costs, so the range is set to 0.020 to 0.045%.
  • the preferred upper limit is 0.042%, and the more preferred upper limit is 0.040%.
  • S 0.0001-0.0020%
  • Sulfur (S) is an impurity element that inevitably gets mixed into steel. It reduces hot workability and forms sulfides that act as starting points for pitting corrosion, adversely affecting corrosion resistance. Therefore, the S content should be as low as possible, with an upper limit of 0.0020%.
  • S is also an essential element for welding because it increases the fluidity of the molten metal. To ensure weldability, a S content of 0.0001% or more is preferable.
  • the preferred lower limit is 0.0002%, and a more preferred lower limit is 0.0003%.
  • the preferred upper limit is 0.0015%, and a more preferred upper limit is 0.0010%.
  • Ni 4.00-8.00%
  • Ni is an element that stabilizes the austenite phase, inhibits the precipitation of intermetallic compounds such as the ⁇ phase, and improves pitting corrosion resistance and general corrosion resistance. This makes it an important element for improving surface smoothness after pickling. For this reason, the addition of 4.00% or more is necessary. However, a Ni content exceeding 8.0% leads to increased costs. Therefore, the Ni content is set to a range of 10.00 to 15.00%.
  • the preferred lower limit of the Ni content is 4.05%, and a more preferred lower limit is an addition of more than 4.10%.
  • the preferred upper limit is 7.90%, and a more preferred upper limit is 7.80%.
  • Cr:16.50 ⁇ 18.00% Cr not only improves pitting corrosion resistance, crevice corrosion resistance, and intergranular corrosion resistance, but also improves general corrosion resistance and smooths the surface after pickling. Furthermore, it is an essential element for improving surface smoothness after pickling by making oxide scale formation uniform. However, excessive Cr addition promotes the precipitation of the ⁇ phase, which actually deteriorates corrosion resistance. For this reason, the Cr content is set to a range of 16.50 to 18.00%.
  • the preferred lower limit of the Cr content is 16.60%, and more preferably 16.70%.
  • the preferred upper limit is 17.80%, and more preferably 17.50%.
  • Cu 0.05-1.00%
  • Cu is an important element that contributes to structural stability at low temperatures by stabilizing the austenite phase. To achieve this effect, a content of 0.05% or more is necessary. However, excessive addition increases costs and deteriorates hot workability, so the upper limit is set to 1.00%. Therefore, the Cu content is set to the range of 0.05 to 1.00%.
  • the preferred lower limit of the Cu content is 0.07%, and more preferably 0.10%.
  • the preferred upper limit is 0.80%, and more preferably 0.70%.
  • N 0.12-0.45%
  • N is an element that stabilizes the austenite phase and also has the effect of suppressing the precipitation of the ⁇ phase. Like Cr and Mo, it significantly improves pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance, and like C, it is an important element for ensuring strength. Therefore, the addition of at least 0.12% is necessary. However, excessive addition promotes the precipitation of carbonitrides and nitrides, resulting in a decrease in corrosion resistance. Therefore, the N content must not exceed 0.45%.
  • the preferred lower limit of the N content is 0.13%, and more preferably 0.15%.
  • the preferred upper limit is 0.37%, and more preferably 0.34%.
  • Al 0.002-0.020%
  • Al is an important element with a deoxidizing effect. Furthermore, Al promotes desulfurization through deoxidation in the presence of CaO-SiO 2 -Al 2 O 3 -MgO-based slag. Furthermore, Al is an important element for stabilizing the yield of B during refining. However, excessive Al content causes excessive oxide scale, making pickling difficult and promoting defects during welding. Therefore, the Al content is set to a range of 0.002 to 0.020%.
  • the preferred lower limit of the Al content is 0.003%, and more preferably 0.004%.
  • the preferred upper limit is 0.019%, and even more preferably 0.018%.
  • Sn 0.002-0.016% Even a very small amount of Sn is effective in improving corrosion resistance. Furthermore, in this embodiment, Sn is an important element that widens the grain boundaries after pickling and makes the notch shape of the grain boundaries gentler. For this purpose, a content of at least 0.002% is necessary. However, if Sn is contained in an amount greater than a certain amount, it will cause deterioration of hot workability. Therefore, the upper limit is set to 0.016%. The preferred lower limit of the Sn content is 0.006%, and more preferably 0.008%. The preferred upper limit is 0.015%, and more preferably 0.014%.
  • O 0.0001 to 0.0050%
  • O is an impurity element that is inevitably mixed into steel, and forms non-metallic inclusions with Si, Mn, and Al, reducing the cleanliness of the steel and causing defects.
  • the O content is set to a range of 0.0001 to 0.0050%.
  • the preferred upper limit is 0.0040%, and the more preferred upper limit is 0.0030%.
  • the austenitic stainless steel of this embodiment preferably contains the following optional elements in addition to the essential elements described above, and the above composition satisfies the following relationship formulas.
  • the element symbols in each relationship formula indicate the content of each element expressed as a mass percentage. It is also preferable to add one or two elements selected from Nb and V.
  • Nb 0.05-0.50% Nb is useful because it forms precipitates such as nitrides and carbides and further ensures strength through solid solution strengthening. For this reason, the addition of at least 0.05% is necessary. However, addition of more than 0.50% forms excessive precipitates, which can cause cracks in the weld bead. Therefore, the content is set to the range of 0.05 to 0.50%.
  • the preferred lower limit is 0.08%, and the more preferred lower limit is 0.10%.
  • the preferred upper limit is 0.25%, and the more preferred upper limit is 0.20%.
  • V 0.05-0.50% V, like Nb, is useful because it forms precipitates such as nitrides and carbides and further ensures strength through solid solution strengthening. For this reason, the addition of at least 0.05% is necessary. However, addition of more than 0.50% will form excessive precipitates, causing cracks in the weld bead. Therefore, the content is set to the range of 0.05 to 0.50%.
  • the preferred lower limit is 0.08%, and the more preferred lower limit is 0.10%.
  • the preferred upper limit is 0.28%, and the more preferred upper limit is 0.25%.
  • W 0.02 ⁇ 1.20% Like Cr and Mo, W not only improves pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance, but also improves general corrosion resistance and smooths the surface after pickling. Therefore, its addition is preferred in this embodiment. However, excessive W content may significantly promote ⁇ -phase precipitation, deteriorating corrosion resistance. Furthermore, it may result in increased costs. Therefore, the W content is preferably in the range of 0.02 to 1.2%.
  • the lower limit of the W content is more preferably 0.04%, and even more preferably 0.06%.
  • the upper limit is more preferably 1.00%, and even more preferably 0.8%.
  • Formula (2) is an index for optimizing the grain boundaries formed by pickling, and better properties can be obtained by adding a total amount of Sn and B equal to or greater than a certain amount.
  • the value of the left side of formula (2) is preferably 0.0060 or greater, more preferably 0.0085 or greater, and even more preferably 0.0090 or greater.
  • the alloy having the above composition is not particularly limited in terms of melting.
  • the following manufacturing method is preferred. First, raw materials such as stainless steel scrap, Ni alloy scrap, iron scrap, ferrochrome, ferronickel, pure nickel, and metallic chromium are melted in an electric furnace. Subsequently, in an AOD furnace or VOD furnace, oxygen gas and argon gas are blown in to perform decarburization and refining, and quicklime, fluorite, an Al source, a Si source, and the like are added for desulfurization and deoxidation.
  • the slag composition used in this process is preferably adjusted to a CaO-Al 2 O 3 -SiO 2 -MgO-F system.
  • the slab was then hot-rolled according to conventional methods to obtain a hot-rolled alloy plate with a thickness of 8.0 mm.
  • This hot-rolled alloy plate then underwent solution heat treatment, cold rolling, final annealing, and pickling to obtain a cold-rolled strip with a thickness of 2.0 mm.
  • Final annealing involved holding the plate at 1150°C for 1 minute, followed by water cooling and pickling.
  • Pickling was performed by electrolytic pickling in a sulfuric acid solution, followed by immersion in a mixed solution of nitric acid and hydrofluoric acid.
  • Grain size An embedded sample was prepared so that a cross section perpendicular to the rolling direction could be observed, and the structure was revealed by etching, and the grain size number (G.S.N.) was determined in accordance with JIS G0551.
  • the present invention provides an austenitic stainless steel discovered based on the results of the evaluation and the development of an evaluation method that simulates the actual environment and conditions in which it will be used, thereby contributing to improving and stabilizing the performance of material properties in high-pressure hydrogen gas environments, where the trend toward higher pressures is becoming more pronounced. Similarly, it contributes to improving and stabilizing the performance of material properties in liquid hydrogen environments, where mass storage and transportation are being put into practical use. In particular, it contributes to improving and stabilizing the performance of austenitic stainless steel sheets and strips that have undergone annealing and pickling processes. Therefore, it is industrially useful.

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Abstract

高圧水素ガス環境、液体水素環境で使用される材料を高機能化・安定化できる技術を提供する。Ｃ：０．０４０～０．１００％、Ｓｉ：０．２５～１．００％、Ｍｎ：１３．５０～１８．５０％、Ｐ：０．０２０～０．０４５％、Ｓ：０．０００１～０．００２０％、Ｎｉ：４．００～８．００％、Ｃｒ：１６．５０～１８．００％、Ｍｏ：０．０５～２．００％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ｎ：０．１２～０．４５％、Ａｌ：０．００２～０．０２０％、Ｓｎ：０．００２～０．０１６％、Ｃｏ：０．０６～１．００％、および、Ｏ：０．０００１～０．００５０％、を成分組成として含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼である。

Description

オーステナイト系ステンレス鋼、オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板およびそれらの製造方法、ならびに、高圧水素ガス用機器または液体水素用機器
　本発明は、高圧水素ガス用機器、または液体水素用機器などに使用されるオーステナイト系ステンレス鋼に関するものである。本明細書中で数値の範囲を表す「ｘ～ｙ」は「ｘ以上ｙ以下」を意味し、境界値を含む。質量の単位「ｔ」は１０００ｋｇを表す。
　近年、地球温暖化の問題が顕著化し、多くの議論が行われた結果、水素エネルギーの利用促進が強力に進められている。高圧水素ガス用の機器では、実用化が本格的に進んでおり、この過程で使用材料の特性評価が精力的に行われ、高強度を特徴とするステンレス鋼が提案されている。
　たとえば、国立研究開発法人新エネルギー・産業技術総合開発機構（ＮＥＤＯ）のプロジェクトとして、既存鋼の特性把握、使用環境の拡大を図った例（ＮＥＤＯ　平成２５年度～平成２９年度成果報告書）がある。そこでは、ＳＵＳ３１６、ＳＵＨ６６０、海外規格品であるＸＭ－１９（ＡＳＭＥ　ＳＡ－２４０／ＵＮＳ　Ｓ２０９１０、商品名：Ｎｉｔｒｏｎｉｃ５０相当材）が高圧水素ガス環境で使用できる材料として認定されている。
　また、特許文献１～４には、Ｍｎを添加することで窒素の含有量を高め、Ｎｂ、Ｖを含有するオーステナイト系ステンレス鋼が提案されている。いずれも、化学組成の最適化、結晶粒径の制御などで高圧水素ガス環境での高強度を達成している。
　実際の構造物では、溶接による製造が必須であり、これについても提案がされている。たとえば、特許文献５では、ガスタングステン溶接が可能な材料が提案されている。このように実用化のための提案が材料分野でも進んでおり、今後もこの傾向は拡大していくものと考えられる。
国際公開第２００４／０８３４７６号 国際公開第２００４／０８３４７7号 国際公開第２００４／１１０６９５号 特開平０９－１３７２５５号公報 特開２０１６－０７４９７６号公報
　しかしながら、上記従来技術には以下の問題があった。
　すなわち、一般的なステンレス鋼帯や鋼板は、溶解－精錬－連続鋳造したスラブを熱間圧延した帯や板に固溶化熱処理を施した後、酸洗を行ったものが提供される。つまり、表面状態としては、酸洗後の状態で構造物を製造するために使用されるのが一般的である。したがって、この表面仕上げでの特性が重要である。しかしながら、高圧水素ガス環境の特性評価として行われる低歪速度引張試験（ＳＳＲＴ：Ｓｌｏｗ　Ｓｔｒａｉｎ　Ｒａｔｅ　Ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ）では、丸棒試験片や機械加工により板状試験片を使って評価している。さらなる高機能化、安定化のためには、酸洗仕上げを施した表面を有する試験片での評価が有効である。しかしながら、これまでこの様な検討は行われていない。
　それゆえ、本発明では、高圧水素ガス環境、液体水素環境で使用される材料について、量産工程で製造される表面仕上げにおいて、水素による脆性挙動を抑制・改善することで高機能化・安定化できる技術を提供することを目的とする。
　上記課題を有利に解決する本発明にかかるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量基準で、Ｃ：０．０４０～０．１００％、Ｓｉ：０．２５～１．００％、Ｍｎ：１３．５０～１８．５０％、Ｐ：０．０２０～０．０４５％、Ｓ：０．０００１～０．００２０％、Ｎｉ：４．００～８．００％、Ｃｒ：１６．５０～１８．００％、Ｍｏ：０．０５～２．００％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ｎ：０．１２～０．４５％、Ａｌ：０．００２～０．０２０％、Ｓｎ：０．００２～０．０１６％、Ｃｏ：０．０６～１．００％、および、Ｏ：０．０００１～０．００５０％、を成分組成として含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
　なお、本発明にかかるオーステナイト系ステンレス鋼は、前記成分組成が、さらに、質量基準で、Ｎｂ：０．０５～０．３０％およびＶ：０．０５～０．５０％のうちから１種または２種を含み、Ｗ：０．０２～１．２０％およびＢ：０．０００５～０．００５０％を含み、下記関係式（１）および（２）を満足することがより好ましい課題解決手段になる。
（１）式
１．００≦１０×Ｃ／Ｎ≦５．５０
（２）式
１．５×Ｓｎ＋Ｂ≧０．００６０
　上記式中の元素記号は質量百分率であらわす各元素の含有量を示す。
　上記課題を有利に解決する本発明にかかるオーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板は、上記いずれかの成分組成を有し焼鈍および酸洗された鋼帯または鋼板であって、表層の結晶粒界の幅に対する粒界の深さの比が１．５以下であることを特徴とする。
　上記課題を有利に解決する本発明にかかるオーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板の製造方法は、上記いずれかの成分組成を有する合金を溶製し、連続鋳造して鋼片とする工程と、前記鋼片を熱間圧延し、熱延合金板とする工程と、前記熱延合金板を冷間圧延し、冷延合金板とする工程と、前記冷延合金板を最終焼鈍し、表面を酸洗仕上げする工程を含み、表層の結晶粒界の幅に対する粒界の深さの比の平均値を１．５以下とすることを特徴とする。
　上記課題を有利に解決する本発明にかかる高圧水素ガス用機器または液体水素用機器は、上記オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板からなることを特徴とする。
　この発明のオーステナイト系ステンレス鋼は酸洗後の粒界の深さが浅く、高圧水素ガス環境、液体水素環境で使用される材料について、量産工程で製造される表面仕上げにおいて、水素による脆性挙動を抑制・改善することができる。したがって、本発明によれば、オーステナイト系ステンレス鋼を高機能化・安定化することが可能となる。
　本発明を開発するに至った経緯について説明する。発明者らは、主として焼鈍-酸洗により形成される表面状態に着目し、焼鈍時の酸化被膜の形成と脱スケール挙動と素材の耐食性の関係に着目して鋭意研究を重ねた。
　まず、ＳＵＳ３０４Ｌについて、酸洗仕上げとした板厚２ｍｍの板材から、圧延方向に対し垂直方向に板状試験片を採取し低歪速度引張試験（ＳＳＲＴ）に供した。試験片については、次の2種を用意した。
（１）両面に酸洗仕上げした状態が残存し、板厚部分は機械仕上げで表面粗さＲａ１．６とした後、湿式研磨紙♯１０００で平滑に仕上げたもの、
（２）両面を機械加工により仕上げ、酸洗仕上げした表面を除去し、全面を機械仕上げで表面粗さＲａ１．６とした後、湿式研磨紙♯１０００で平滑に仕上げたもの。
　大気および７０ＭＰａの高圧水素環境下のそれぞれで、いずれも歪速度３×１０－５／ｓとして試験し、それぞれの試験片の伸びの挙動により比較した。その結果、酸洗仕上げの表面を有する材料の破断絞り値の低下が顕著で、かつバラツキが大きいことがわかった。これより、酸洗後の表面状態をより平滑にすることは重要であり、かつバラツキを小さくした安定化にも寄与するものと考えた。そこで、酸洗後の表面をより平滑とするように鋭意検討を進めることとした。
　発明者らは、焼鈍‐酸洗後の表面状態をより平滑にするために、６％Ｎｉ－１７％Ｃｒ－１６％Ｍｎ－１％Ｍｏ－０．３％Ｎ－０．０７％Ｃ鋼について、化学組成と酸洗後の粗さの関係を鋭意調査した。その結果、いくつかの元素について、より平滑となる効果が確認された。つまり、低歪速度引張試験において、バラツキが改善され、よい厳しい条件での使用が可能となるものと考えられる。
　その効果として特徴的であったのは、ＳｎやＢの効果であり、添加により酸洗後の粒界がやや広がり、酸洗粒界の形態を切り欠き状から改善していることを確認した。Ｂについては、添加量を多くすると熱間加工性に劣化、溶接割れを誘発するため添加量が限定される。これに対し、Ｓｎの方がより添加量を多くできるので有効性が高いとを考えられる。
　これら以外の元素では、ＣｒやＳｉでも効果が確認された。これら元素は酸化スケールの形成に関係する元素であり、加熱初期に均一にスケールを形成、脱スケール後の表面の平滑性を高めたものと考える。
　他の元素として、ＮｉやＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏにおいても効果が認められた。酸洗工程は、スケールが除去された後も板表面は酸液中にあり、一部溶解が進行する。ここでの溶解を抑制すると考えられる元素である。特にＷは平滑性を確保するのに有効であったが、これは、酸化スケール直下に形成される濃度変調部、いわゆる脱クロム層部分に効果的に濃縮していたものと推定した。
　以下に、本発明の一実施形態にかかるオーステナイト系ステンレス鋼の成分組成の限定理由について、説明する。以下の説明では、特に断らない限り、成分組成を表す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０４０～０．１００％
　Ｃはオーステナイト相を安定化させるために有効な元素であり、耐食性に有害なσ相の析出を抑制する。さらに強度を確保するためにも重要な元素であり、低温での使用を想定する場合、必須な元素である。このため、少なくとも０．０４０％の添加は必要である。しかしながら、過度に含むと溶接、固溶化熱処理時の冷却時などにＣｒ炭化物の析出が容易となり、耐食性を劣化させる。そのため上限を０．１００％とする。含有量の好ましい下限は０．０５０％で、より好ましい下限は０．０５５％である。好ましい上限は０．０９０％で、より好ましい上限は０．０８０％である。
Ｓｉ：０．２５～１．００％
　Ｓｉは、脱酸作用を有する重要な元素であり、耐酸化性に寄与し、酸洗後の表面を平滑にする効果がある。このため、すくなくとも０．２５％の添加は必要である。しかしながら、ＭｎやＮを含有するオーステナイト系ステンレス鋼においては、Ｓｉを過剰に含有すると冷間圧延時に表面割れを生じさせる。さらに、Ｓｉは耐食性を劣化させるσ相の析出を促進させる元素でもある。このため、Ｓｉの含有量の上限は１．００％とした。含有量の好ましい下限は０．２８％で、より好ましい下限は０．３０％である。好ましい上限は０．８０％で、より好ましい上限は０．７０％である。
Ｍｎ：１３．５０～１８．５０％
　Ｍｎは脱酸剤として添加される元素であり、オーステナイト相を安定にし、Ｎの溶解度を高める作用がある。そして、炭窒化物の生成を抑制し耐食性確保、低温における強度確保に寄与する。このためＭｎは添加するせる必要がある。しかしながら、過度な添加はσ相の析出を促進し耐食性を低下させる。さらにＭｎＳを形成し、孔食の起点となり耐食性を劣化させる。従って Ｍｎの含有量は１３．５０～１８．５０％の範囲とした。含有量の好ましい下限は１３．８０％で、より好ましい下限は１４．００％である。好ましい上限は１８．００％で、より好ましい上限は１７．８０％である。
Ｐ：０．０２０～０．０４５％　
　Ｐは不純物として鋼中に不可避的に混入する元素である。結晶粒界に偏析し熱間加工性を悪くすることため、できる限り低減することが必要である。しかしながら過度の低減はコスト増大を招くため、０．０２０～０．０４５％の範囲とした。好ましい上限は、０．０４２％で、より好ましい上限は０．０４０％である。
Ｓ：０．０００１～０．００２０％
　Ｓは、鋼中に不可避的に混入する不純物元素であり、熱間加工性を低下させ、硫化物を形成して孔食の起点となるため耐食性に有害に作用する。そのためＳ含有量は極力少ない方が良く、上限値は０．００２０％とする。ただしＳは溶融時の湯の流動性を高めることから溶接を行う場合には必要な元素でもある。溶接性を確保するためには、０．０００１％以上含有することが好ましい。含有量の好ましい下限は０．０００２％で、より好ましい下限は０．０００３％どぇある。好ましい上限は０．００１５％で、より好ましい上限は０．００１０％である。
Ｎｉ：４．００～８．００％
　Ｎｉはオーステナイト相を安定化する元素であり、σ相などの金属間化合物の析出を抑制し、耐孔食性および耐全面腐食性を向上させる。これにより、酸洗後の表面平滑性を良化させる重要な元素である。このため、４．００％以上の添加が必要である。しかしながらＮｉの含有量が８．０％を上回ると、コスト増を招く。よってＮｉの含有量は１０．００～１５．００％の範囲とした。含有量の好ましい下限は４．０５％で、より好ましい下限は４．１０％を超える添加である。好ましい上限は７．９０％で、より好ましい上限は７．８０％である。
Ｃｒ：１６．５０～１８．００％
　Ｃｒは耐孔食性をはじめ、耐すきま腐食性や耐粒界腐食性を向上させるだけでなく、耐全面腐食性を向上させ酸洗後の表面を平滑にする効果がある。さらに、酸化スケールの生成を均一化することでも、酸洗後の表面平滑性を良化させるために不可欠な元素である。しかし、過度なＣｒの添加はσ相の析出を促進し、かえって耐食性を劣化させる。このためＣｒの含有量は１６．５０～１８．００％の範囲とした。含有量の好ましい下限は１６．６０％で、より好ましい下限は１６．７０％である。好ましい上限は１７．８０％で、より好ましい上限は１７．５０％である。
Ｍｏ：０．０５～２．００％
　Ｍｏは、Ｃｒ等と同様に耐孔食性、耐すきま腐食性を向上させるだけでなく、耐全面腐食性を向上させ酸洗後の表面を平滑にする効果がある。このため、本実施形態では不可欠な元素である。ただしＭｏを過度に含有するとσ相の析出を大きく促進させ、耐食性を劣化させる。さらに、コストの増大を招く。このためＭｏの含有量は０．０５～２．００％の範囲とする。含有量の好ましい下限は０．０８％で、より好ましい下限は０．１０％である。好ましい上限は１．５０％で、より好ましい上限は１．３０％である。
Ｃｕ：０．０５～１．００％
　Ｃｕはオーステナイト相を安定化させることで低温での組織安定性に寄与する大切な元素である。その効果を得るためには０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、過剰の添加はコスト増と熱間加工性を劣化させるため上限は１．００％とする。よって、その含有量を０．０５～１．００％の範囲とした。含有量の好ましい下限は０．０７％で、より好ましい下限は０．１０％である。好ましい上限は０．８０％で、より好ましい上限は０．７０％である。
Ｎ：０．１２～０．４５％
　Ｎはオーステナイト相を安定化する元素であり、σ相の析出を抑制させる効果も有する。またＣｒやＭｏと同様に耐孔食性および耐隙間腐食性を大きく向上させ、さらにＣと同様に、強度を確保するために重要な元素である。このため、少なくとも０．１２％の添加は必要である。しかしながら、過剰な添加は炭窒化物、窒化物の析出を促進し、耐食性の低下を招くことになる。従って０．４５％を越えてはならない。含有量の好ましい下限は０．１３％で、より好ましい下限は０．１５％である。好ましい上限は０．３７％で、より好ましい上限は０．３４％である。
Ａｌ：０．００２～０．０２０％
　Ａｌは脱酸作用を有する重要な元素である。また、ＡｌはＣａＯ－ＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３－ＭｇＯ系スラグの共存下で、脱酸により脱硫を促す。さらにＡｌは、精錬におけるＢの歩留を安定化させるために重要な元素である。しかし、過剰に含有する場合、酸化スケールが過剰となり酸洗が難しくなり、溶接時の欠陥発生を助長する。従ってＡｌの含有量は、０．００２～０．０２０％の範囲とした。含有量の好ましい下限は０．００３％で、より好ましい下限は０．００４％である。好ましい上限は０．０１９％で、より好ましい上限は０．０１８％である。
Ｓｎ：０．００２～０．０１６％
　Ｓｎは、極微量の添加でも耐食性を向上させる効果があり、さらに、本実施形態では、酸洗後の粒界の幅を広げ、粒界の切り欠き形状をより緩やかにする効果を有する重要な元素である。このためには、少なくとも０．００２％以上の含有が必要である。しかしながら、Ｓｎを一定量以上に含有すると熱間加工性の劣化を招くことになる。従って上限は０．０１６％とする。含有量の好ましい下限は０．００６％で、より好ましい下限は０．００８％である。好ましい上限は０．０１５％で、より好ましい上限は０．０１４％である。
Ｃｏ：０．０６～１．００％
　Ｃｏはオーステナイト相の安定化に寄与し、低温での強度、靭性確保にも寄与する有用な元素である。さらに、Ｃｏは酸洗後の表面を平滑にする効果も有する。このためには、少なくとも０．０６％以上の添加を必要とする。逆に、１．００％を超えるとコストが高くなりすぎてしまう。このため０．０６～１．００％の範囲と定めた。好ましい下限は、０．０８％であり、より好ましい下限は０．１０％である。より好ましい上限は０．８０％で、より好ましい上限は０．６０％である。
Ｏ：０．０００１～０．００５０％
　Ｏは、鋼中に不可避的に混入する不純物元素であり、ＳｉやＭｎ、Ａｌと非金属介在物を形成し、鋼の清浄度を低下させ、欠陥の原因となる。しかしながら、過度の脱酸はコストの増大を招くため、Ｏの含有量は０．０００１～０．００５０％の範囲とする。好ましい上限は、０．００４０％で、より好ましい上限は０．００３０％である。
　本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、上記必須元素以外に下記の任意元素を含有すること、および、上記成分組成が下記関係式を満足することが好ましい。各関係式中の元素記号は質量百分率であらわす各元素の含有量を示す。また、ＮｂおよびＶのうちから選ばれる１種または２種を添加することが好ましい。
Ｎｂ：０．０５～０．５０％
　Ｎｂは、窒化物、炭化物などの析出物を形成し、さらに固溶強化により強度を確保するため有用である。このため、少なくとも０．０５％の添加は必要である。しかしながら、０．５０％を超えての添加は、過剰な析出物を形成し、溶接ビードの割れが生じる様になる。そのため、０．０５～０．５０％の範囲とする。好ましい下限は、０．０８％であり、より好ましい下限は０．１０％である。好ましい上限は０．２５％であり、より好ましい上限は０．２０％である。
Ｖ：０．０５～０．５０％
　Ｖは、Ｎｂと同様に窒化物、炭化物などの析出物を形成し、さらに固溶強化により強度を確保するため有用である。このため、少なくとも０．０５％の添加は必要である。しかしながら、０．５０％を超えての添加は、過剰な析出物を形成し、溶接ビードの割れが生じる様になる。そのため、０．０５～０．５０％の範囲とする。好ましい下限は、０．０８であり、より好ましい下限は０．１０％である。好ましい上限は０．２８％で、より好ましい上限は０．２５％である。
Ｗ：０．０２～１．２０％
　Ｗは、ＣｒやＭｏと同様に耐孔食性、耐すきま腐食性を向上させるだけでなく、耐全面腐食性を向上させ酸洗後の表面を平滑にする効果がある。このため、本実施形態では、添加することが好ましい。ただしＷを過度に含有するとσ相の析出を大きく促進させ、耐食性を劣化させるおそれがある。さらに、コストの増大を招くおそれがある。このためＷの含有量は０．０２～１．２％の範囲とすることが好ましい。含有量のより好ましい下限は０．０４％で、さらに好ましい下限は０．０６％である。より好ましい上限は、１．００％で、さらに好ましい上限は０．８％である。
Ｂ：０．０００５～０．００５０％
　Ｂは、ごく微量の添加で熱間加工性を良化させる効果があり、さらに、本実施形態では、酸洗後の粒界の幅を広げ、粒界の切り欠き形状をより緩やかにする効果を有する重要な元素である。このためには、少なくとも０．０００５％以上の含有が必要である。しかしながら、Ｂを過剰に含有すると熱間加工性の劣化を招き、さらに溶接性も劣化し、溶接ビードの割れが生じるようになる。従って上限は０．００５０％とする。含有量の好ましい下限は０．０００８％で、より好ましい下限は０．００１２％である。好ましい上限は０．００４５％で、より好ましい上限は０．００３５％である。
（１）式：１．００≦１０×Ｃ／Ｎ≦５．５０
　室温、低温での強度を確保するためにＣおよびＮの両方を添加しているが、ぞれぞれの元素が窒化物、炭化物、炭窒化物を形成する。いずれか片方の元素が多い場合、その元素の析出物が主体となってしまい、あるサイズに結晶粒径を制御したい場合、狙いとする熱処理温度を都度変える必要がある。一方、（１）式を満足する様に制御することで結晶粒径制御の安定性を高めることができる。熱処理温度を一定とすることは、酸洗後の表面状態、つまり平滑さを安定させることにつながるため大切な指標であり、（１）式の範囲に制御することが好ましい。比１０×Ｃ／Ｎのより好ましい下限は、１．０５で、さらに好ましい下限は１．１０である。比１０×Ｃ／Ｎのより好ましい上限は、５．００であり、さらに好ましい上限は４．００である。
（２）式：１．５×Ｓｎ＋Ｂ≧０．００６０
　（２）式は酸洗により形成される粒界を最適とする指標であり、ＳｎとＢの総添加量を一定以上とすることでより優れた特性が得られる。つまり、（２）式左辺の値を０．００６０以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．００８５以上であり、さらに好ましくは０．００９０以上である。
　本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、上記成分以外の残部が、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ここで、上記不可避的不純物とは、ステンレス鋼を工業的に製造する際、種々の要因によって不可避的に混入してくる成分であり、かつ、本発明の作用効果に悪影響を及ぼさない範囲で含有を許容されるものを意味する。
　次に、本発明の他の実施形態にかかるオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。
　上記成分組成を有する合金の溶製に関しては特に限定するものではない。以下の製造方法によることが好ましい。まず、ステンレス鋼屑、Ｎｉ合金屑、鉄屑やフェロクロム、フェロニッケル、純ニッケル、メタリッククロムなどの原料を電気炉で溶解する。その後、ＡＯＤ炉あるいはＶＯＤ炉において、酸素ガスおよびアルゴンガスを吹精して脱炭精錬すると共に、生石灰、蛍石、Ａｌ源、Ｓｉ源等を投入して脱硫、脱酸処理する。この処理におけるスラグ組成は、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＳｉＯ２－ＭｇＯ－Ｆ 系に調整するのが好ましい。また、同時に脱硫を効率的よく進行させるために、スラグは質量比でＣａＯ／Ａｌ２Ｏ３≧２、ＣａＯ／ＳｉＯ２≧３を満たすものとするのが好ましい。また、ＡＯＤ炉やＶＯＤ炉の耐火物は、マグクロやドロマイトとするのが望ましい。上記ＡＯＤ炉等による精錬後、ＬＦ工程で成分調整、温度調整を行った後、連続鋳造してスラブを製造するのが好ましい。連続鋳造工程では、特にその様式は垂直式と呼ばれる、鋳造後凝固完了までに装置内に曲げ加工しないものが好ましい。その理由は、析出物の分布をより板厚方向にシンメトリーとすることである。
　本実施形態では、その後、スラブを熱間圧延し、必要に応じて冷間圧延を行い製品とする。この様な方法で、厚板や熱延帯や板、冷延帯や板とする。熱間圧延により製造した熱延合金板を固溶化熱処理の後、冷間圧延を施し冷延合金板とし、その冷延合金板を最終焼鈍、酸洗工程を経て製品とすることが好ましい。本実施形態にかかるオーステナイト系ステンレス鋼帯および鋼板は、酸洗を施したままで、高圧水素ガス環境、液体水素環境で使用される材料に必要な、水素による脆性挙動を抑制・改善できる。したがって、研磨などの平滑化処理を施すことなく高圧水素ガス用機器または液体水素用機器に使用することができる。
　以下、実施例によってさらに本発明を詳細に説明する。ただし本発明はその趣旨を超えない限り、これらの例に限定されるものではない。まず、鉄屑、ステンレス鋼屑、フェロクロムなどの原料を、６０ｔ容量の電気炉で溶解した。その後、ＡＯＤ工程において、酸素およびアルゴンを吹精し、脱炭精錬した。その後、生石灰、蛍石、Ａｌ源、Ｓｉ源を投入して脱硫、脱酸を行った。その後、垂直型連続鋳造機にて鋳造しスラブを得た。試料Ｎｏ．１～２２の化学組成は表１に示す通りであった。なお、これらにおいてＣ、Ｓ、Ｎ以外の化学成分は、蛍光Ｘ線分析により分析を行った。またＮは不活性ガス－インパルス加熱溶融法、Ｃ、Ｓは酸素気流中燃焼－赤外線吸収法により分析した。Ｓｎについてはよう化物抽出原子吸光法にて分析した。なお、表中の「－」は意図的な添加を行っていないことを示すものである。
　その後、上記スラブを、常法に従って熱間圧延し、板厚８．０ｍｍの熱延合金板を得た。続いて、この熱延合金板を固溶化熱処理の後、冷間圧延を施し、最終焼鈍、酸洗工程を経て、板厚が２．０ｍｍの冷延帯を得た。最終焼鈍は１１５０℃で１ｍｉｎの保持の後、水冷を施し、酸洗を行った。酸洗は、硫酸溶液による電解酸洗後、硝酸と弗酸の混合溶液に浸漬して行った。
　その後、（１）結晶粒径の評価、（２）粒界の形態、（３）室温での引張試験、（４）室温での低歪速度引張試験、（５）－８０℃での低歪速度引張試験を行った。（３）～（５）における供試材の表面は、（ｉ）酸洗まま、（ｉｉ）酸洗後、機械仕上げにて表面粗さＲａ１．６以下とした後、湿式研磨紙♯１０００で平滑に仕上げた２種について試験を行った。側面の処理は前述と同じである。
（１）結晶粒径
　圧延方向に対し垂直断面を観察できるよう埋没試料を作製、エッチングにより組織を現出させ、ＪＩＳ　Ｇ０５５１に準拠して結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎ．）を決定した。
（２）粒界の形態
　酸洗した材料は表層の粒界が優先的に腐食されるため切り欠き状となる。この粒界の形態を評価するため、レーザー顕微鏡にて酸洗後の表面の断面プロファイルを測定した。それぞれの試料において５０箇所の粒界の幅と深さを測定し、評価の指標として粒界の深さ/粒界の幅を求めた。この値が小さいほど切り欠き形状が改善されていることを示す。（粒界の深さ）／（粒界の幅）の平均値が０．８以下を◎、１．５以下を〇、それ以外を×として評価を行った。
（３）室温（ＲＴ）での引張試験
　板厚２ｍｍとした冷延帯から、圧延方向に対し垂直方向に板状試験片を採取し試験を行った。引張試験はＪＩＳ Ｚ２２４１に従って行い、試験片はＪＩＳ１３Ｂ号を用いた。前述の（ｉ）酸洗まま、（ｉｉ）平滑化処理のそれぞれについて試験を行い、引張強度のバラツキが±３％未満であるものを◎、－３％以上、－５％未満であるのものを〇、－５％以上、－７％未満であるのものを△、－７％以上であるのものを×とした。しかしながら、室温での試験データについては、（ｉ）酸洗まま、（ｉｉ）平滑化処理の間で差は無く、全てのもので◎の評価であった。また、引張強度が低いと当該用途に使用できない。その閾値は、引張強さで６００ＭＰａとし、これ以上の値となったものは〇、ならないものを×とした。この中でも６９０ＭＰａを越えるものは◎とした。
（４）室温（ＲＴ）での低歪速度引張試験
　板厚２ｍｍとした冷延帯から、圧延方向に対し垂直方向に板状試験片を採取し、室温で８５ＭＰａの高圧水素環境下で試験を行った。初期ひずみ速度は３×１０－５／ｓとした。試験は、（ｉｉ）平滑化処理について５試験数実施し、その後（ｉ）酸洗ままについて５試験数実施した。（ｉｉ）の結果と比較して、（ｉ）の結果を表２に整理した指標で評価し優劣を判定した。
（５）－８０℃での低歪速度引張試験
　（４）と同じように試験を行うが、試験温度が異なり、－８０℃で８５ＭＰａの高圧水素環境下で試験を行った。評価方法も表２と同じとした。
　以上の試験結果を表３にまとめて示す。試験片は、１１５０℃×１ｍｉｎの熱処理を施している。発明例（Ｎｏ．１～１５）は粒界形状に優れており、低温での低歪速度引張試験結果および引張強度のいずれもが優れている。表３の結晶粒径（Ｇ．Ｓ．Ｎ．）をみると、（１）式および（２）式を満足しているものは、概ねＧＳＮで６．０～７．０の範囲に入っている。これらは表面がより平滑でＳＳＲＴ試験結果の安定化に寄与している。
　かくして、本発明は、実際に使用する環境、状態を想定した評価方法の開発とこれによる評価結果をもとに見出したオーステナイト系ステンレス鋼を提供するので、高圧化を目指す動きが顕著化している高圧水素ガス環境での材料特性の高性能化、安定化に寄与する。同じく大量貯留・運搬の実用化が行われている液体水素環境での材料特性の高性能化、安定化に寄与する。特に、焼鈍－酸洗工程を踏まえたオーステナイト系ステンレス鋼板や鋼帯の特性を高性能化し、安定化することに寄与する。したがって、産業上有用である。

 

Claims (5)

  1. 質量基準で、
    Ｃ：０．０４０～０．１００％、
    Ｓｉ：０．２５～１．００％、
    Ｍｎ：１３．５０～１８．５０％、
    Ｐ：０．０２０～０．０４５％、
    Ｓ：０．０００１～０．００２０％、
    Ｎｉ：４．００～８．００％、
    Ｃｒ：１６．５０～１８．００％、
    Ｍｏ：０．０５～２．００％、
    Ｃｕ：０．０５～１．００％、
    Ｎ：０．１２～０．４５％、
    Ａｌ：０．００２～０．０２０％、
    Ｓｎ：０．００２～０．０１６％、
    Ｃｏ：０．０６～１．００％、および、
    Ｏ：０．０００１～０．００５０％、
    を成分組成として含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる、オーステナイト系ステンレス鋼。
  2. 前記成分組成が、さらに、質量基準で、Ｎｂ：０．０５～０．５０％およびＶ：０．０５～０．５０％のうちから１種または２種を含み、Ｗ：０．０２～１．２０％およびＢ：０．０００５～０．００５０％を含み、下記関係式（１）および（２）を満足する、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
    （１）式
    １．００≦１０×Ｃ／Ｎ≦５．５０
    （２）式
    １．５×Ｓｎ＋Ｂ≧０．００６０
    上記式中の元素記号は質量百分率であらわす各元素の含有量を示す。
  3. 請求項１または２に記載の成分組成を有し焼鈍および酸洗された鋼帯または鋼板であって、表層の結晶粒界の幅に対する粒界の深さの比が１．５以下である、オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板。
  4. 請求項１または２に記載の成分組成を有する合金を溶製し、連続鋳造して鋼片とする工程と、
    前記鋼片を熱間圧延し、熱延合金板とする工程と、
    前記熱延合金板を冷間圧延し、冷延合金板とする工程と、
    前記冷延合金板を最終焼鈍し、表面を酸洗仕上げする工程を含み、
    表層の結晶粒界の幅に対する粒界の深さの比の平均値を１．５以下とする、オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板の製造方法。
  5. 請求項３に記載のオーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板からなる、高圧水素ガス用機器または液体水素用機器。
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