JP7425299B2 - オーステナイト系ステンレス鋼材 - Google Patents

Description

本開示は、オーステナイト系ステンレス鋼材に関する。

化石燃料に代えて、水素をエネルギーとして利用する燃料電池自動車に代表される輸送機器や、この輸送機器に水素を供給する水素ステーションの実用化研究が活発に進められている。これらの水素ステーションや輸送機器は、高圧水素を貯蔵するタンクや、高圧水素用の配管を備える。高圧水素用のタンクや配管では、水素が鋼材中へ侵入することで延性や靱性が著しく損なわれる、水素脆性が問題となる。そのため、高圧水素用のタンクや配管に使用されるオーステナイト系ステンレス鋼材には、高圧水素ガス環境下での優れた耐水素脆性が求められる。さらに、高圧水素用のタンクや配管に使用されるオーステナイト系ステンレス鋼材には、高圧の水素に耐えるために高強度を有することが求められる。

たとえば、特開２０１８－１３５５９２号公報（特許文献１）は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐水素脆性及び耐力を高める技術を提案する。

特許文献１に記載の高圧水素用オーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．４０～１．００％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：８．００～１４．００％、Ｃｒ：１６．００～２１．００％、Ｎ：０．０９％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物元素からなり、さらに、５４．８Ｃ＋３．７Ｎｉ＋２．５Ｍｎ－１．６Ｃｒ－０．９Ｓｉ＋２６６Ｎ－３９．６＞０の条件（式１）を満足し、固溶化熱処理ままで用いられ、鋼中にＣｒ炭化物が、面積率で２３％以上存在することを特徴とする。これにより、高価なＭｏを添加する必要がない等、成分的に安価な鋼とすることができる。さらに、冷間加工による強度向上に頼ることなく、固溶化熱処理ままで優れた耐力、硬さを得ることができる。その結果、低温での耐水素脆性も優れた高圧水素用オーステナイト系ステンレス鋼が得られる、と特許文献１に記載されている。

特開２０１８－１３５５９２号公報

上述の特許文献１に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼材では、優れた耐水素脆性を得るために、Ｎｉを多く含有している。具体的には、特許文献１の実施例では、１２．００質量％よりも高いＮｉが含有されている。Ｎｉ含有量を高めれば、耐水素脆性が高まる。しかしながら、Ｎｉ含有量を高めれば、製品コストも高まってしまう。したがって、Ｎｉ含有量を抑えつつ、高い強度及び優れた耐水素脆性の両立が得られる方が好ましい。

さらに、上述の輸送機器用途にオーステナイト系ステンレス鋼材が適用される場合、高い強度及び優れた耐水素脆性の両立に加えて、降伏強度が安定していることが望まれる。その理由は次のとおりである。

水素ステーションの構造物は、疲労寿命設計（無限寿命設計）を前提とする場合が多い。つまり、水素ステーションの構造物では、Ｓ－Ｎ曲線における疲労限度以下（つまり、応力振幅が疲労限度以下の領域）でオーステナイト系ステンレス鋼材が使用される。水素ステーションの場合、定期点検時に部品を容易に交換することは困難であるためである。これに対して、輸送機器では、定期点検が実施され、かつ、部品交換が比較的容易である。そのため、輸送機器では、有限寿命設計を前提とすることができる。したがって、輸送機器用途では、Ｓ－Ｎ曲線における有限寿命領域内（Ｓ－Ｎ曲線の傾斜部に相当）でオーステナイト系ステンレス鋼材を使用できる。

しかしながら、Ｓ－Ｎ曲線の有限寿命領域では、応力（応力振幅）にばらつきがでやすい。そのため、Ｓ－Ｎ曲線の有限寿命領域内で鋼材を使用する場合、工業生産を考慮すれば、降伏強度が安定していることが求められる。たとえば、１本のオーステナイト系ステンレス鋼材から、輸送機器用の複数の部品を製造する場合、各部品の降伏強度のばらつきは少ない方が、工業生産的には好ましい。

本開示の目的は、高強度及び優れた耐水素脆性を両立可能であり、かつ、降伏強度が安定しているオーステナイト系ステンレス鋼材を提供することである。

本開示のオーステナイト系ステンレス鋼材は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１００％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：１．５０～６．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎｉ：４．０～１２．０％、
Ｃｒ：１７．０～１９．０％、
Ｎ：０．１２～０．３０％、
Ｎｂ：０．０１～０．２０％、
Ｖ：０．０１～０．１０％、
Ｍｏ：０～０．１０％、
Ｃｕ：０～０．５％、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（３）を満たし、
前記オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、前記オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から５ｍｍ深さ位置でのオーステナイト面積率Ａ１（％）に対する、前記断面の中心位置でのオーステナイト面積率Ａ０（％）の比Ａ０／Ａ１が０．９９０～１．０１０である。
－７．１＋２．７Ｎｉ＋０．４９Ｃｒ＋２．０Ｍｏ－２．０Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ－５．７Ｃ－２４Ｎ≧１０．００ （１）
Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ－０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋０．５３Ｃｕ＋７．５５Ｎ≧２５．００ （２）
Ｃ＋Ｎ≧０．２２ （３）
ここで、式（１）～式（３）の各元素記号には、前記化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

本開示のオーステナイト系ステンレス鋼は、高強度及び優れた耐水素脆性を両立可能であり、かつ、降伏強度が安定している。

図１は、オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管である場合の、断面表層部と断面中心部の位置を説明するためのオーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面図である。 図２は、オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合の、断面表層部と断面中心部の位置を説明するためのオーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面図である。 図３は、オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼である場合の、断面表層部と断面中心部の位置を説明するためのオーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面図である。

本発明者らは、強度及び優れた耐水素脆性を両立可能であり、かつ、降伏強度が安定しているオーステナイト系ステンレス鋼材について、調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。

従来の研究により、水素脆化が生じるメカニズムとして、加工誘起マルテンサイトによる水素脆化が知られている。オーステナイト系ステンレス鋼材の加工時に加工誘起マルテンサイト変態が生じると、耐水素脆性が著しく低下する。この加工誘起マルテンサイト変態の生じ難さを示す指標として、Ｎｉ当量が用いられている。Ｎｉ当量が高い程、オーステナイト安定度が高く、耐水素脆性に有害な加工誘起マルテンサイト変態が生じ難くなる。

加工誘起マルテンサイト変態は、水素脆化の支配的な要因である。そのため、従前では、特許文献１のオーステナイト系ステンレス鋼材のように、Ｎｉ当量を高めるために、多量のＮｉが含有されている。しかしながら、多量のＮｉを含有すれば、製品コストが高くなる。そこで、本発明者らは、単にＮｉ含有量を高めるのではなく、他の方法により、強度と耐水素脆性とを両立する方法を検討した。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。

水素脆化が生じるメカニズムとして、従来知られてきた加工誘起マルテンサイトの他に、オーステナイト系ステンレス鋼材中の転位が影響する。塑性変形によって導入された転位は、全体の弾性エネルギーが最小となる配置となるように移動する。このとき、プラナーな転位組織が形成されると、金属組織中のすべり変形の方向が一定方向となる。その結果、水素脆化が生じ易くなる。

水素脆化に対して、加工誘起マルテンサイトは支配的な要因である。そのため、Ｎｉ含有量が１２．００％を超えるオーステナイト系ステンレス鋼材では、転位組織まで考慮せずとも耐水素脆性を高めることができる。しかしながら、Ｎｉ含有量を１２．００％以下まで抑えた場合、転位構造の影響まで考慮しなければ、耐水素脆性を十分に高めることができないことが、本発明者らの検討により明らかとなった。

そこで本発明者らは、Ｎｉ含有量が１２．００％以下であっても、加工誘起マルテンサイト変態を抑制し、かつ、プラナーな転位組織の形成を抑制することにより、耐水素脆性を高めることができる、オーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成について調査及び検討した。その結果、オーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成が以下の式（１）及び式（２）を満たせば、Ｎｉ含有量を１２．００％以下まで低減した場合であっても、優れた耐水素脆性が得られることが分かった。
－７．１＋２．７Ｎｉ＋０．４９Ｃｒ＋２．０Ｍｏ－２．０Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ－５．７Ｃ－２４Ｎ≧１０．００ （１）
Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ－０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋０．５３Ｃｕ＋７．５５Ｎ≧２５．００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

式（１）は、上述の化学組成において、プラナー転位構造を抑制するための式であり、式（２）は、上述の化学組成において、加工誘起マルテンサイト変態を抑制するための式である。

ところで、Ｎｉは耐水素脆性を高めるだけでなく、強度も高める元素である。そのため、Ｎｉ含有量を１２．０％以下に抑える場合、Ｎｉ以外の元素で、強度を高める必要がある。そこで、本発明者らは、Ｃ及びＮの固溶強化によって、強度を高めることを考えた。そこで、本発明者らは、上述の化学組成において、適切なＣ含有量とＮ含有量との関係を調査した。その結果、上述の化学組成が式（１）及び式（２）を満たし、さらに、式（３）を満たせば、高い強度及び優れた耐水素脆性の両立が可能であることを見出した。
Ｃ＋Ｎ≧０．２２ （３）
ここで、式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

上述のとおり、式（１）～式（３）を満たす化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材であっても、Ｓ－Ｎ曲線の有限寿命領域で使用される場合、降伏強度のばらつきをより抑える必要がある。有限寿命領域で使用する場合に降伏強度がばらつけば、強度設計に影響が出るためである。

そこで、本発明者らは、高強度及び優れた耐水素脆性の両立が可能な式（１）～式（３）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼材において、降伏強度ばらつきをさらに抑制できる方法について検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。

降伏強度のばらつきは、鋼材中のミクロ組織の均一性と相関がある。上述の化学組成の場合、鋼材のミクロ組織は実質的にオーステナイトであり、具体的には、オーステナイト面積率は９５．００％以上である。しかしながら、例えば、鋼材の長手方向に垂直な断面に注目した場合、断面表層部でのオーステナイト面積率と、断面中心部でのオーステナイト面積率とは、わずかではあるが、ばらつきがある。このわずかなミクロ組織のばらつきが、降伏強度のばらつきの要因となっていると、本発明者らは考えた。

そこで、本発明者らは、断面表層部でのオーステナイト面積率Ａ１と、断面中心部でのオーステナイト面積率Ａ０と、降伏強度ばらつきとの関係について、調査を行った。その結果、断面表層部でのオーステナイト面積率Ａ１に対する、断面中心部でのオーステナイト面積率Ａ０の比（＝Ａ０／Ａ１）が０．９９０～１．０１０の範囲内であれば、有限寿命領域での使用を考慮した場合であっても、降伏強度ばらつきを十分に抑えることができることが判明した。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の構成は次のとおりである。

［１］のオーステナイト系ステンレス鋼材は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１００％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：１．５０～６．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎｉ：４．０～１２．０％、
Ｃｒ：１７．０～１９．０％、
Ｎ：０．１２～０．３０％、
Ｎｂ：０．０１～０．２０％、
Ｖ：０．０１～０．１０％、
Ｍｏ：０～０．１０％、
Ｃｕ：０～０．５％、及び、
残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（３）を満たし、
前記オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、前記オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から５ｍｍ深さ位置でのオーステナイト面積率Ａ１（％）に対する、前記断面の中心位置でのオーステナイト面積率Ａ０（％）の比Ａ０／Ａ１が０．９９０～１．０１０である。
－７．１＋２．７Ｎｉ＋０．４９Ｃｒ＋２．０Ｍｏ－２．０Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ－５．７Ｃ－２４Ｎ≧１０．００ （１）
Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ－０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋０．５３Ｃｕ＋７．５５Ｎ≧２５．００ （２）
Ｃ＋Ｎ≧０．２２ （３）
ここで、式（１）～式（３）の各元素記号には、前記化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

［２］のオーステナイト系ステンレス鋼材は、
［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｍｏ：０．０１～０．１０％を含有する。

［３］のオーステナイト系ステンレス鋼材は、
［１］又は［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
前記化学組成は質量％で、
Ｃｕ：０．１～０．５％を含有する。

以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

［化学組成］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．１００％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材において、Ｃは積極的に添加される元素ではない。Ｃ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭化物が粒界に析出して鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１００％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％であり、さらに好ましくは０．０８２％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ｃ含有量はできるだけ低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量を過剰に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％である。

Ｓｉ：１．００％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。Ｓｉは、鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓｉは、Ｎｉ及びＣｒ等と結合して金属間化合物を形成する。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、シグマ相等の金属間化合物が生成する。その結果、鋼材の熱間加工性及び靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９８％であり、さらに好ましくは０．９６％であり、さらに好ましくは０．９４％であり、さらに好ましくは０．９２％である。Ｓｉ含有量を過剰に低減すれば、製造コストが高くなる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。

Ｍｎ：１．５０～６．００％
マンガン（Ｍｎ）はオーステナイトを安定化して、水素脆化感受性の高いマルテンサイトの生成を抑制する。Ｍｎはさらに、Ｎの溶解量を高め、Ｎの固溶強化の作用を高める。Ｍｎ含有量が１．５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が６．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の延性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０～６．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．６０％であり、さらに好ましくは１．６５％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．７５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は５．８０％であり、さらに好ましくは５．５０％であり、さらに好ましくは５．００％であり、さらに好ましくは４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％である。

Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは鋼材の熱間加工性及び靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２８％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。

Ｓ：０．０３０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは鋼材の熱間加工性及び靭性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。

Ｎｉ：４．０～１２．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化させて、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制する。これにより、Ｎｉは鋼材の耐水素脆性を高める。Ｎｉ含有量が４．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が１２．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は４．０～１２．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は４．５％であり、さらに好ましくは４．８％であり、さらに好ましくは５．０％であり、さらに好ましくは５．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１１．５％であり、さらに好ましくは１１．０％であり、さらに好ましくは１０．５％であり、さらに好ましくは１０．０％であり、さらに好ましくは９．５％である。

Ｃｒ：１７．０～１９．０％
クロム（Ｃｒ）は鋼の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、Ｎの溶解量を高め、Ｎの固溶強化の作用を高める。Ｃｒ含有量が１７．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１９．０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｍ_２３Ｃ_６型の炭化物が過剰に生成する。この場合、鋼材の延性及び靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１７．０～１９．０％である。Ｃｒ含有量の下限は好ましくは１７．５％であり、さらに好ましくは１７．８％であり、さらに好ましくは１８．０％である。Ｃｒ含有量の上限は好ましくは１８．８％であり、さらに好ましくは１８．７％であり、さらに好ましくは１８．６％である。

Ｎ：０．１２～０．３０％
窒素（Ｎ）はオーステナイトを安定化する。Ｎはさらに、固溶強化により鋼材の強度を高める。Ｎ含有量が０．１２％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靭性及び加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１２～０．３０％である。Ｎ含有量の下限は好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｎ含有量の上限は好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％であり、さらに好ましくは０．２６％である。

Ｎｂ：０．０１～０．２０％
ニオブ（Ｎｂ）は炭窒化物を生成し、析出強化により鋼材の強度を高める。Ｎｂ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけである。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１～０．２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。

Ｖ：０．０１～０．１０％
バナジウム（Ｖ）は炭窒化物を生成し、析出強化により鋼材の強度を高める。Ｖ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．１０％を超えれば、その効果が飽和し、製造コストが高くなるだけである。したがって、Ｖ含有量は０．０１～０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、オーステナイト系ステンレス鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［任意元素について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏを含有してもよい。

Ｍｏ：０～０．１０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼材の耐水素脆性及び強度を高める。Ｍｏはさらに、鋼材の耐食性を高める。Ｍｏ含有量が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、金属間化合物が析出しやすくなる。この場合、鋼材の延性及び靭性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕを含有してもよい。

Ｃｕ：０～０．５％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕはオーステナイトを安定化する。Ｃｕはさらに、固溶強化により鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．５％を超えれば、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。

［式（１）～式（３）について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成は、上記各元素の含有量を満たすことを前提として、さらに、式（１）～式（３）を満たす。これにより、高強度を有し、優れた耐水素脆性を両立できるオーステナイト系ステンレス鋼材が得られる。以下、式（１）～式（３）について詳述する。

［式（１）について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成は、式（１）を満たす。
－７．１＋２．７Ｎｉ＋０．４９Ｃｒ＋２．０Ｍｏ－２．０Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ－５．７Ｃ－２４Ｎ≧１０．００ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ１＝－７．１＋２．７Ｎｉ＋０．４９Ｃｒ＋２．０Ｍｏ－２．０Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ－５．７Ｃ－２４Ｎと定義する。Ｆ１は、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材でのプラナー転位構造の抑制の度合いを示す指標である。Ｆ２が１０．００未満である場合、鋼材中にプラナー転位構造が形成されやすくなる。プラナー転位構造は鋼材の耐水素脆性を低下する。

Ｆ１が１０．００以上である場合、プラナー転位構造の形成を抑制できる。その結果、Ｎｉ含有量を低減した場合であっても、オーステナイト系ステンレス鋼材の耐水素脆性を高めることができる。Ｆ１の好ましい下限は１０．５０であり、さらに好ましくは１１．００であり、さらに好ましくは１１．２０である。Ｆ１の上限は特に限定されない。上述の化学組成の場合、Ｆ１の上限値はたとえば、３６．４３である。Ｆ１の上限は２７．５０であってもよい。

［式（２）について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成は、式（２）を満たす。
Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ－０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋０．５３Ｃｕ＋７．５５Ｎ≧２５．００ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ２＝Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ－０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋０．５３Ｃｕ＋７．５５Ｎと定義する。Ｆ２は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材におけるＮｉ当量を意味する。Ｆ２が２５．００未満であれば、鋼材の耐水素脆性が低くなる。Ｆ２が２５．００以上であれば、鋼材の耐水素脆性が高まる。Ｆ２の好ましい下限は２５．０５であり、さらに好ましくは２５．１０であり、さらに好ましくは２５．２０であり、さらに好ましくは２５．５０である。Ｆ２は高いほど好ましい。Ｆ２の上限は特に限定されないがたとえば、３６．２５である。

［式（３）について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の化学組成は、式（３）を満たす。
Ｃ＋Ｎ≧０．２２ （３）
ここで、式（３）の各元素記号には、化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ３＝Ｃ＋Ｎと定義する。Ｆ３は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材における、固溶強化の指標である。Ｆ３が０．２２未満であれば、鋼材の強度が低くなる。Ｆ３が０．２２以上であれば、上述の化学組成の鋼材において、固溶強化により鋼材の強度が十分に高まる。Ｆ３の好ましい下限は０．２３であり、さらに好ましくは０．２４であり、さらに好ましくは０．２６である。Ｆ３は高いほど好ましい。Ｆ３の上限は特に限定されないがたとえば、０．４０である。

［ミクロ組織におけるオーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材のミクロ組織は、面積率で９５．００％以上のオーステナイトを含有する。ミクロ組織の残部はたとえば、フェライトである。なお、ミクロ組織中には、析出物及び介在物も存在するが、無視できるほど少ない。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材のミクロ組織において、オーステナイト面積率の好ましい下限は９５．２０％であり、さらに好ましくは９５．３０％であり、さらに好ましくは９５．４０％であり、さらに好ましくは９５．５０％である。

ここで、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、表面から５ｍｍ深さ位置でのミクロ組織におけるオーステナイト面積率（％）を、「断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１」と定義する。さらに、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面の中心位置でのミクロ組織におけるオーステナイト面積率（％）を、「断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０」と定義する。このとき、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１に対する、断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０の比（＝Ａ０／Ａ１）が０．９９０～１．０１０である。以下、Ａ０／Ａ１を、オーステナイト組織均一比という。

オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１は、１．０００に近いほど、オーステナイト系ステンレス鋼材でのオーステナイト面積率のばらつきが小さく、オーステナイトの分布が均一であることを意味する。オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１が０．９９０未満、又は、１．０１０超である場合、オーステナイト系ステンレス鋼材でのオーステナイト分布にばらつきがある。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼材の降伏強度が鋼材の場所によってばらつく。具体的には、降伏強度ばらつきΔＹＳが１４．０ＭＰａを超える。

オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１が０．９９０～１．０１０である場合、オーステナイト系ステンレス鋼材でのオーステナイト面積率のばらつきが小さく、オーステナイトの分布が均一である。そのため、ΔＹＳが１４．０ＭＰａ以下となり、降伏強度が安定化する。

オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１の好ましい下限は０．９９２であり、さらに好ましくは０．９９３であり、さらに好ましくは０．９９４であり、さらに好ましくは０．９９５である。オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１の好ましい上限は１．００７であり、さらに好ましくは１．００６であり、さらに好ましくは１．００５である。

オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１は次の方法で求めることができる。オーステナイト系ステンレス鋼材を長手方向に３等分に区分する。

ここで、オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼管である場合、図１に示すとおり、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、肉厚をｔ（ｍｍ）と定義する。外面から肉厚方向に５ｍｍ深さの位置を、断面表層部Ｐ１と定義する。外面から肉厚方向にｔ／２位置（つまり、肉厚中央位置）を、断面中心部Ｐ０と定義する。

オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合、図２に示すとおり、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、板厚をｔ（ｍｍ）と定義する。上面から板厚方向に５ｍｍ深さ位置を、断面表層部Ｐ１と定義する。上面から板厚方向にｔ／２の位置を、断面中心部Ｐ０と定義する。

オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼である場合、図３に示すとおり、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、半径をＲ（ｍｍ）と定義する。表面から径方向に５ｍｍ深さ位置を、断面表層部Ｐ１と定義する。表面から径方向にＲ位置、つまり、断面の中心位置を、断面中心部Ｐ０と定義する。

３等分に区分された各区画領域において、断面表層部Ｐ１及び断面中心部Ｐ０から、丸棒引張試験片を採取する。丸棒引張試験片の平行部の直径Ｄは６．０ｍｍとし、標点間距離は５Ｄ（つまり平行部の直径の５倍）とする。丸棒引張試験片の長手方向は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向と平行とする。各丸棒引張試験片に対して、常温（２０℃±１５℃）、大気中において、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して、６つの降伏強度（ＭＰａ）を求める。断面表層部Ｐ１から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最大値であった区画領域と、断面中心部Ｐ０から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最小値であった区画領域とを特定する。

断面表層部Ｐ１から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最大値となった区画領域の断面表層部Ｐ１から、ミクロ組織観察用サンプルを採取する。さらに、断面中心部Ｐ０から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最小値となった区画領域の断面中心部Ｐ０から、ミクロ組織観察用サンプルを採取する。各サンプルの被検面は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面と平行とする。断面表層部Ｐ１のサンプルの被検面、及び、断面中心部Ｐ０のサンプルの被検面を、鏡面研磨する。鏡面研磨後の被検面を陽極として、１０％水酸化カリウム溶液中に浸漬する。エッチング面積１ｃｍ^２当たりの電流を０．１Ａに調整して、５～３０秒間エッチングする。エッチング後、サンプルを試験溶液から取り出す。サンプルを流水で洗浄し、乾燥する。

乾燥後の断面表層部Ｐ１のサンプルの被検面のうち、任意の１視野（１０００μｍ×１０００μｍ）を１００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成する。写真画像のミクロ組織の各相（オーステナイト及びフェライト）はコントラストにより区別可能である。オーステナイトを特定して、視野中のオーステナイトの面積を求める。求めたオーステナイトの面積の、視野総面積に対する比（面積％）を、断面表層部でのオーステナイト面積率Ａ１（％）と定義する。

同様に、乾燥後の断面中心部Ｐ０のサンプルの被検面のうち、任意の１視野（１０００μｍ×１０００μｍ）を１００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成する。写真画像のミクロ組織の各相（オーステナイト及びフェライト）はコントラストにより区別可能である。オーステナイトを特定して、視野中のオーステナイトの面積を求める。求めたオーステナイトの面積の、視野総面積に対する比（面積％）を、断面中心部でのオーステナイト面積率Ａ０（％）と定義する。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材のミクロ組織のオーステナイト面積率が９５．００％以上とは、断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１、及び、断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０がいずれも、９５．００％以上であることを意味する。

［降伏強度ばらつきΔＹＳについて］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の降伏強度ばらつきΔＹＳは、次の方法で求める。オーステナイト系ステンレス鋼材を長手方向に３等分に区画する。各区画領域において、断面表層部Ｐ１及び断面中心部Ｐ０から、丸棒引張試験片をそれぞれ採取する。丸棒引張試験片の平行部の直径Ｄは６．０ｍｍとし、標点間距離は５Ｄ（つまり平行部の直径の５倍）とする。丸棒引張試験片の長手方向は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向と平行とする。

以上の方法により、断面表層部Ｐ１から３つの丸棒引張試験片を作製する。そして、断面中心部Ｐ０から３つの丸棒引張試験片を作製する。各丸棒引張試験片に対して、常温（２０℃±１５℃）、大気中において、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）を求める。降伏強度は０．２％オフセット耐力とする。得られた６つの降伏強度の最大値と最小値との差分を、降伏強度ばらつきΔＹＳ（ＭＰａ）と定義する。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材では、上述の方法により求めた降伏強度ばらつきΔＹＳが１４．０ＭＰａ以下となる。降伏強度ばらつきΔＹＳの好ましい上限は１２．０ＭＰａであり、さらに好ましくは１１．０ＭＰａであり、さらに好ましくは１０．０ＭＰａである。

［引張強度について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の引張強度は好ましくは６５０ＭＰａ以上である。引張強度の下限はより好ましくは６６０ＭＰａであり、さらに好ましくは６７０ＭＰａである。引張強度の上限は特に限定されないが、たとえば９００ＭＰａであり、好ましくは８００ＭＰａであり、より好ましくは７００ＭＰａである。

［引張強度の測定方法］
引張強度は次の方法で求めることができる。上述の引張試験により６つの引張強度（ＭＰａ）が得られる。得られた６つの引張強度の算術平均値を、引張強度（ＭＰａ）と定義する。

［本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の形状］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の形状は特に限定されない。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、鋼管であってもよいし、鋼板であってもよいし、棒鋼であってもよい。

［本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の用途について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、高強度及び耐水素脆性が要求される用途に広く適用可能である。特に、高強度及び耐水素脆性が要求され、降伏強度の安定性を求められる用途に好適である。このような用途としては、たとえば水素をエネルギーとして利用する輸送機器の燃料タンク用鋼材、燃料タンクから燃焼室までをつなぐ配管用鋼材等である。水素をエネルギーとする輸送機器用途に用いられる鋼材の多くは、Ｓ－Ｎ曲線の有限寿命領域で使用される。なお、当然ではあるが、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、無限寿命領域で使用してもよい。たとえば、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材を、水素ステーション用途として用いてもよい。また、実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、高圧水素ガスをエネルギーとして利用する輸送機器用途や、輸送機器に水素ガスを供給する水素ステーション用途に限定されない。上述のとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、強度及び／又は耐水素脆性が要求される用途に広く適用可能である。

［本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法］
以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法を説明する。以降に説明するオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法のあくまでも一例である。したがって、上述の構成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法の好ましい一例である。

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法は、素材を準備する工程（準備工程）と、準備された素材を長時間加熱する工程（長時間加熱工程）と、長時間加熱工程後の素材に対して熱間加工を実施して中間鋼材を製造する工程（熱間加工工程）と、必要に応じて、熱間加工工程後の中間鋼材に対して酸洗処理を実施した後冷間加工を実施する工程（冷間加工工程）と、冷間加工工程後の中間鋼材に対して、熱処理を実施する工程（熱処理工程）とを含む。以下、各工程について説明する。

［準備工程］
準備工程では、上述の式（１）～式（３）を満たす化学組成を有する素材を準備する。素材は第三者から供給されてもよいし、製造してもよい。素材はインゴットであってもよいし、スラブ、ブルーム、ビレットであってもよい。素材を製造する場合、たとえば、次の方法により、素材を製造する。上述の式（１）～式（３）を満たす化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットを製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブ、ブルーム、ビレットを製造してもよい。製造されたインゴット、スラブ、ブルームに対して熱間加工を実施して、ビレットを製造してもよい。たとえば、インゴットに対して熱間鍛造を実施して、円柱状のビレットを製造し、このビレットを素材としてもよい。この場合、熱間鍛造開始直前の素材の温度は特に限定されないが、たとえば、１０００～１２００℃である。熱間鍛造後の素材の冷却方法は特に限定されない。

［長時間加熱工程］
長時間加熱工程では、準備工程で準備された素材を、１１５０～１２９０℃で７．０時間以上保持する。具体的には、素材をバッチ式の加熱炉に装入する。加熱炉に装入した後、上述の加熱温度（１１５０～１２９０℃）に素材を加熱する。その後、素材を１１５０～１２９０℃で７．０時間以上保持する。

長時間加熱工程により、オーステナイト系ステンレス鋼材のミクロ組織中のオーステナイト面積率を高めることができる。さらに、ミクロ組織中のオーステナイト面積率のばらつきも低減できる。

加熱温度が１２９０℃を超えれば、鋼材の強度が低下する。加熱温度が１１５０℃未満であれば、ミクロ組織中のオーステナイト面積率のばらつきを十分に抑えることができない。具体的には、上述のオーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１が０．９９０未満となったり、１．０１０を超えたりする。

１１５０～１２９０℃の加熱温度での保持時間が７．０時間未満であれば、式（１）～式（３）を満たす化学組成の鋼材において、ミクロ組織中のオーステナイト面積率のばらつきを十分に抑えることができない。具体的には、オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１が０．９９０未満となったり、１．０１０を超えたりする。

１１５０～１２９０℃の加熱温度での保持時間が７．０時間以上であれば、式（１）～式（３）を満たす化学組成の鋼材において、ミクロ組織中のオーステナイト面積率のばらつきを十分に抑えることができる。具体的には、オーステナイト組織均一比Ａ０／Ａ１が０．９９０～１．０１０の範囲内となる。

加熱温度の好ましい下限は１１６０℃であり、さらに好ましくは１１７０℃であり、さらに好ましくは１１８０℃である。加熱温度の好ましい上限は１２８０℃であり、さらに好ましくは１２７０℃であり、さらに好ましくは１２６０℃である。

１１５０～１２９０℃の加熱温度での保持時間の好ましい下限は７．５時間であり、さらに好ましくは８．０時間である。１１５０～１２９０℃の加熱温度での保持時間の上限は特に限定されない。しかしながら、１１５０～１２９０℃の加熱温度での保持時間が長すぎれば、生産性が低下し、製造コストも高くなる。したがって、１１５０～１２９０℃の加熱温度での保持時間の好ましい上限は４８．０時間であり、さらに好ましくは３２．０時間であり、さらに好ましくは２４．０時間である。

長時間加熱工程は、１回実施してもよいし、複数回実施してもよい。長時間加熱工程を複数回実施する場合、１１５０～１２９０℃の保持時間は、各長時間加熱工程での１１５０～１２９０℃の保持時間の合計値を意味する。

なお、長時間加熱工程を実施することにより、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材のミクロ組織におけるオーステナイト面積率は高まる。具体的には、長時間加熱工程を実施することにより、断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１が９５．００％以上となり、かつ、断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０が９５．００％以上となる。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、長時間加熱工程により加熱された素材に対して、熱間加工を実施して、中間鋼材を製造する。中間鋼材はたとえば鋼管であってもよいし、鋼板であってもよいし、棒鋼であってもよい。

中間鋼材が鋼管である場合、熱間加工工程では、次の加工を実施する。素材として、円柱素材を準備する。機械加工により、円柱素材の中心軸に沿った貫通孔を形成する。貫通孔が形成された円柱素材に対して、上述の長時間加熱工程を実施する。長時間加熱工程後の円柱素材に対して、ユジーンセジュルネ法に代表される熱間押出を実施して、中間鋼材（鋼管）を製造する。

熱間押出に代えて、マンネスマン法による穿孔圧延を実施して、鋼管を製造してもよい。この場合、長時間加熱工程後の素材を、穿孔機を用いて穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、１．０～４．０である。穿孔圧延された素材をさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率は特に限定されないが、たとえば、２０～８０％である。

中間鋼材が鋼板である場合、熱間加工工程では、次の熱間圧延を実施する。一対のワークロールを備える１又は複数の圧延機を用いる。長時間加熱工程後の素材に対して圧延機を用いて熱間圧延を実施して、鋼板を製造する。

中間鋼材が棒鋼である場合、熱間加工工程では、たとえば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、長時間加熱工程後の素材を熱間圧延してビレットを製造する。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が設置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。連続圧延機では、たとえば、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。仕上げ圧延工程では、粗圧延工程後のビレットを周知の温度で再加熱する。このとき、ビレットに対して、再び上述の長時間加熱工程を実施してもよい。仕上げ圧延工程では、加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、棒鋼を製造する。

なお、熱間加工工程として熱間鍛造を実施して、中間鋼材（鋼管、鋼板、棒鋼）を製造してもよい。

［冷間加工工程］
冷間加工工程は必要に応じて実施する。つまり、冷間加工工程は実施しなくてもよい。実施する場合、中間鋼材に対して、酸洗処理を実施した後、冷間加工を実施する。中間鋼材が鋼管又は棒鋼である場合、冷間加工はたとえば、冷間抽伸である。中間鋼材が鋼板である場合、冷間加工はたとえば、冷間圧延である。冷間加工工程を実施することにより、熱処理工程前に、中間鋼材に歪を付与する。これにより、熱処理工程時において再結晶の発現及び整粒化を行うことができる。冷間加工工程での減面率は特に限定されないが、たとえば、１０～９０％である。

［熱処理工程］
熱処理工程では、熱間加工工程後、又は、冷間加工工程後の中間鋼材に対して熱処理を実施する。熱処理温度はたとえば、１０００～１２５０℃である。熱処理温度が１０００℃以上であれば、合金元素を十分に固溶させることができる。一方、熱処理温度が１２５０℃以下であれば、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制できる。保持時間は、たとえば５～３６０分である。熱処理で保持した後、中間鋼材を急冷する。急冷はたとえば、水冷又は油冷である。

以上の工程により、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材を製造できる。上述の製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法の一例である。したがって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法は、上述の製造方法に限定されない。上述の式（１）～式（３）を満たす化学組成を有し、断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１に対する、断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０の比（＝Ａ０／Ａ１）が０．９９０～１．０１０の範囲内であれば、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼材は、上述の製造方法に限定されない。

表１に示す化学組成を有するインゴットを製造した。

表１中の空欄は、対応する元素の含有量が検出限界未満であったことを意味する。各試験番号のインゴットを、表２に記載の加熱温度で、表２に記載の保持時間保持した。加熱後のインゴットに対して熱間加工工程を模擬した熱間鍛造を実施して、中間鋼材（丸棒）を製造した。中間鋼材に対して、冷間加工を実施して、直径１００ｍｍの中間鋼材（丸棒）を製造した。試験番号１～１１では、冷間加工工程での断面減少率を１０％とした。試験番号１２では、冷間加工工程での断面減少率を２０％とした。冷間加工後の中間鋼材に対して、熱処理を実施した。いずれの試験番号においても、熱処理温度を１１００℃とし、熱処理温度での保持時間を３０分とした。保持時間経過後の中間鋼板を水冷し、常温まで冷却した。以上の工程により、オーステナイト系ステンレス鋼材（棒鋼）を製造した。

［評価試験］
製造した各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材に対して、次の評価試験を実施した。

［ミクロ組織観察試験］
オーステナイト系ステンレス鋼材を長手方向に３等分に区分した。３等分に区分された各区画領域において、断面表層部Ｐ１及び断面中心部Ｐ０から、丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片の平行部の直径Ｄは６．０ｍｍとし、標点間距離は５Ｄ（つまり平行部の直径の５倍）とした。丸棒引張試験片の長手方向は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向と平行とした。各丸棒引張試験片に対して、常温（２０℃±１５℃）、大気中において、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）を求めた。断面表層部Ｐ１から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最大値であった区画領域と、断面中心部Ｐ０から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最小値であった区画領域とを特定した。

断面表層部Ｐ１から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最大値となった区画領域の断面表層部Ｐ１から、ミクロ組織観察用サンプルを採取した。さらに、断面中心部Ｐ０から採取した丸棒引張試験片で得られた３つの降伏強度（ＭＰａ）のうち、降伏強度が最小値となった区画領域の断面中心部Ｐ０から、ミクロ組織観察用サンプルを採取した。具体的には、図３に示すとおり、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、表面から５ｍｍ深さ位置の断面表層部Ｐ１からサンプルを採取した。さらに、図３に示すとおり、断面の中心位置である断面中心部Ｐ０からサンプルを採取した。サンプルの被検面は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面と平行とした。断面表層部Ｐ１のサンプルの被検面、及び、断面中心部Ｐ０のサンプルの被検面を、鏡面研磨した。鏡面研磨後の被検面を陽極として、２０～５０℃の１０％蓚酸試験溶液中に浸漬した。エッチング面積１ｃｍ^２当たりの電流を１Ａに調整して、９０秒エッチングした。エッチング後、サンプルを試験溶液から取り出した。サンプルを流水で洗浄し、乾燥した。

乾燥後の断面表層部Ｐ１のサンプルの被検面のうち、任意の１視野（１０００μｍ×１０００μｍ）を１００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成した。写真画像のミクロ組織の各相はコントラストにより区別可能であった。そこで、オーステナイトを特定して、視野中のオーステナイトの面積を求めた。求めたオーステナイトの面積の、視野の総面積に対する比（面積％）を、断面表層部でのオーステナイト面積率Ａ１（％）と定義した。

同様に、乾燥後の断面中心部Ｐ０のサンプルの被検面のうち、任意の１視野（１０００μｍ×１０００μｍ）を１００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成した。オーステナイトを特定して、視野中のオーステナイトの面積を求めた。求めたオーステナイトの面積の、視野の総面積に対する比（面積％）を、断面中心部でのオーステナイト面積率Ａ０（％）と定義した。

得られた断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１、及び、断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０を用いて、オーステナイト組織均一比（＝Ａ０／Ａ１）を求めた。結果を表２の「Ａ０／Ａ１」欄に示す。

［降伏強度ばらつきΔＹＳ及び引張強度測定試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材を長手方向に３等分に区画し、各区画領域において、断面表層部Ｐ１及び断面中心部Ｐ０から、丸棒引張試験片をそれぞれ採取した。丸棒引張試験片の平行部の直径Ｄは６ｍｍとし、標点間距離は５Ｄｍｍ（つまり、３０ｍｍ）とした。丸棒引張試験片の長手方向は、オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向と平行とした。

以上の方法により、断面表層部Ｐ１から３つの丸棒引張試験片を作製し、断面中心部Ｐ０から３つの丸棒引張試験片を作製した。各丸棒引張試験片に対して、常温（２０℃±１５℃）、大気中において、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）及び引張強度（ＭＰａ）を求めた。降伏強度は０．２％オフセット耐力とした。得られた６つの降伏強度の最大値と最小値との差分を、降伏強度ばらつきΔＹＳ（ＭＰａ）と定義した。また、得られた引張強度の算術平均値を、その試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材の引張強度（ＭＰａ）とした。得られた降伏強度ばらつきを表２の「ΔＹＳ」欄に示す。得られた引張強度を、表２の「ＴＳ」欄に示す。

［耐水素脆性評価試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼材の耐水素脆性を評価するため、低ひずみ速度引張試験を実施した。各試験番号の鋼材の長手方向に垂直な断面での断面中心部Ｐ０から、２つの丸棒引張試験片（第１及び第２試験片）を採取した。丸棒引張試験片の平行部はいずれも、鋼材（棒鋼）の長手方向に平行であった。丸棒引張試験片の平行部の直径は３ｍｍであった。第１試験片に対して、常温（２０℃±１５℃）の大気中にて引張試験（大気引張試験という）を実施し、破断伸びＢＥ_Ａｉｒを測定した。さらに、第２試験片に対して、常温（２５℃）、９０ＭＰａの高圧水素雰囲気中で引張試験（水素引張試験という）を実施し、破断伸びＢＥ_Ｈを測定した。大気引張試験及び水素引張試験のいずれにおいても、ひずみ速度を３×１０^－６／ｓとした。得られた破断伸びＢＥ_Ａｉｒ及びＢＥ_Ｈを式（４）に代入し、相対破断絞りＲＲＡ（Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐ ｂｅｔｗｅｅｎ ｒｅｌａｔｉｖｅ ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ ｏｆ ａｒｅａ）（％）を算出した。結果を表２の「ＲＲＡ」の欄に示す。
相対破断絞りＲＲＡ（％）＝ＢＥ_Ｈ／ＢＥ_Ａｉｒ×１００ （４）

［評価結果］
表１及び表２を参照して、試験番号１～試験番号５及び試験番号１３のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量が適切であり、かつ、式（１）～式（３）を満たした。さらに、断面表層部のオーステナイト面積率Ａ１及び断面中心部のオーステナイト面積率Ａ０はいずれも９５．００％以上であり、かつ、オーステナイト組織均一比Ａ１／Ａ０が０．９９０～１．０１０の範囲内であった。そのため、引張強度は６５０ＭＰａ以上であり、相対破断絞りが８０％以上であった。つまり、高強度及び優れた耐水素脆性の両立が可能であった。さらに、降伏強度ばらつきΔＹＳが１４．０ＭＰａ以下であり、降伏強度が安定していた。

一方、試験番号６のオーステナイト系ステンレス鋼材では、Ｎ含有量が低すぎ、さらに、式（３）を満たさなかった。そのため、引張強度が６１３ＭＰａであり、強度が低かった。

試験番号７のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、式（３）を満たさなかった。そのため、引張強度が６３７ＭＰａであり、強度が低かった。

試験番号８のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、式（２）を満たさなかった。そのため、相対破断絞りが７８％であり、耐水素脆性が低かった。

試験番号９のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、式（１）及び式（２）を満たさなかった。そのため、相対破断絞りが６７％であり、耐水素脆性が低かった。

試験番号１０のオーステナイト系ステンレス鋼材では、Ｎｉ含有量が低すぎ、さらに、式（１）を満たさなかった。そのため、相対破断絞りが５３％であり、耐水素脆性が低かった。

試験番号１１及び１２のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素含有量は適切であり、式（１）～式（３）を満たした。しかしながら、加熱工程での加熱温度での保持時間が短すぎた。そのため、オーステナイト組織均一比Ａ１／Ａ０が０．９９０～１．０１０の範囲外となった。そのため、降伏強度ばらつきΔＹＳが１４．０ＭＰａを超え、降伏強度のばらつきが大きかった。

試験番号１４のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、相対破断絞りが６８％であり、耐水素脆性が低かった。

試験番号１５のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、式（２）を満たさなかった。そのため、相対破断絞りが７０％であり、耐水素脆性が低かった。

試験番号１６のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素の含有量は適切であったものの、式（３）を満たさなかった。そのため、引張強度が５９７ＭＰａであり、強度が低かった。

試験番号１７のオーステナイト系ステンレス鋼材では、化学組成中の各元素含有量は適切であり、式（１）～式（３）を満たした。しかしながら、加熱工程での加熱温度での保持時間は４．０時間であり、短すぎた。そのため、オーステナイト組織均一比Ａ１／Ａ０が０．９９０～１．０１０の範囲外となった。そのため、降伏強度ばらつきΔＹＳが１４．０ＭＰａを超え、降伏強度のばらつきが大きかった。

以上、本実施形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (3)

1. オーステナイト系ステンレス鋼材であって、
   化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．１００％以下、
   Ｓｉ：１．００％以下、
   Ｍｎ：１．５０～６．００％、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｓ：０．０３０％以下、
   Ｎｉ：４．０～１２．０％、
   Ｃｒ：１７．０～１９．０％、
   Ｎ：０．１２～０．３０％、
   Ｎｂ：０．０１～０．２０％、
   Ｖ：０．０１～０．１０％、
   Ｍｏ：０～０．１０％、
   Ｃｕ：０～０．５％、及び、
   残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（３）を満たし、
   前記オーステナイト系ステンレス鋼材の長手方向に垂直な断面において、前記オーステナイト系ステンレス鋼材の表面から５ｍｍ深さ位置でのオーステナイト面積率Ａ１（％）に対する、前記断面の中心位置でのオーステナイト面積率Ａ０（％）の比Ａ０／Ａ１が０．９９０～１．０１０である、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
   －７．１＋２．７Ｎｉ＋０．４９Ｃｒ＋２．０Ｍｏ－２．０Ｓｉ＋０．７５Ｍｎ－５．７Ｃ－２４Ｎ≧１０．００ （１）
   Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ－０．２７Ｓｉ＋１２．９３Ｃ＋０．５３Ｃｕ＋７．５５Ｎ≧２５．００ （２）
   Ｃ＋Ｎ≧０．２２ （３）
   ここで、式（１）～式（３）の各元素記号には、前記化学組成中の対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
2. 請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
   前記化学組成は、
   Ｍｏ：０．０１～０．１０％を含有する、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
3. 請求項１又は請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材であって、
   前記化学組成は質量％で、
   Ｃｕ：０．１～０．５％を含有する、
   オーステナイト系ステンレス鋼材。
   

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