本發(fā)明涉及不銹鋼及其制造方法，進(jìn)一步詳細(xì)而言涉及奧氏體系不銹鋼及其制造方法。

背景技術(shù)：

近年來，進(jìn)行了將氫作為燃料而行駛的燃料電池汽車、及向燃料電池汽車供給氫的氫氣站的開發(fā)。不銹鋼為燃料電池中利用的材料的候補之一。

將不銹鋼用于燃料電池用途的情況下，不銹鋼被用于高壓的氫氣環(huán)境。因此，燃料電池用途中使用的不銹鋼要求優(yōu)異的耐氫脆性?，F(xiàn)在，高壓氣體保安法中規(guī)定的汽車用壓縮氫氣容器基準(zhǔn)中，作為耐氫脆性優(yōu)異的不銹鋼，指定為SUS316L。

但是，考慮燃料電池汽車的輕量化、氫氣站的小型化、及氫氣站中的高壓操作時，優(yōu)選這些用途中使用的不銹鋼的強度高的情況。

燃料電池中使用的不銹鋼，如上所述，要求優(yōu)異的耐氫脆性及高強度。另一方面，燃料電池中使用不銹鋼的情況下，加工不銹鋼成所期望的形狀。例如，也有對于高強度的不銹鋼材實施切削等機械加工的情況。此時，不銹鋼還優(yōu)選具有優(yōu)異的切削性。

國際公開第2004/083476號(專利文獻(xiàn)1)、國際公開第2004/083477號(專利文獻(xiàn)2)、國際公開第2004/111285號(專利文獻(xiàn)3)及國際公開第2012/132992號(專利文獻(xiàn)4)提出了在高壓氫氣環(huán)境下使用的具有高強度的不銹鋼的方案。

專利文獻(xiàn)1中公開的氫氣用不銹鋼以質(zhì)量％計含有C：0.02％以下、Si：1.0％以下、Mn：3～30％、Cr：超過22％且30％以下、Ni：17～30％、V：0.001～1.0％、N：0.10～0.50％、及Al：0.10％以下，余量為Fe及雜質(zhì)，雜質(zhì)中的P為0.030％以下、S為0.005％以下，Ti、Zr及Hf分別為0.01％以下，且Cr、Mn及N的含量滿足以下式子。

5Cr+3.4Mn≤500N

專利文獻(xiàn)2中公開的高壓氫氣用不銹鋼以質(zhì)量％計含有C：0.04％以下、Si：1.0％以下、Mn：7～30％、Cr：15～22％、Ni：5～20％、V：0.001～1.0％、N：0.20～0.50％及Al：0.10％以下，余量為Fe及雜質(zhì)，雜質(zhì)中的P為0.030％以下、S為0.005％以下、Ti、Zr及Hf分別為0.01％以下，且滿足以下式子。

2.5Cr+3.4Mn≤300N

專利文獻(xiàn)3中公開的氫氣用奧氏體不銹鋼具有以質(zhì)量％計含有C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：0.01～30％、P：0.040％以下、S：0.01％以下、Cr：15～30％、Ni：5.0～30％、sol.Al：0.10％以下、N：0.001～0.30％，余量為Fe及雜質(zhì)的化學(xué)組成，含有相對于加工方向沿垂直方向的截面的X射線積分強度I(111)為隨機方位的5倍以下、沿加工方向的截面的X射線積分強度I(220)/I(111)≤10的組織。

專利文獻(xiàn)4中公開的高壓氫氣用奧氏體不銹鋼以質(zhì)量％計含有C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：3％以上且不足7％、Cr：15～30％、Ni：10％以上且不足17％、Al：0.10％以下、N：0.10～0.50％，以及V：0.01～1.0％及Nb：0.01～0.50％中的至少一種，余量為Fe及雜質(zhì)，雜質(zhì)中的P為0.0050％以下、S為0.050％以下，拉伸強度為800MPa以上、晶粒度級別數(shù)(ASTME112)為8號以上、且最大直徑為50～1000nm的合金碳氮化物，其在截面觀察中含有0.4個/μm²以上。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：國際公開第2004/083476號

專利文獻(xiàn)2：國際公開第2004/083477號

專利文獻(xiàn)3：國際公開第2004/111285號

專利文獻(xiàn)4：國際公開第2012/132992號

專利文獻(xiàn)1及2中公開的不銹鋼在實施固溶處理后仍具有700MPa以上的強度。但是，專利文獻(xiàn)1的不銹鋼中的Ni含量高，因此制造成本高。專利文獻(xiàn)2的不銹鋼中的Mn含量高，因此有時得不到優(yōu)異的加工性。專利文獻(xiàn)3及專利文獻(xiàn)4的不銹鋼中，通過實施固溶處理及冷加工實現(xiàn)高強度。但是，冷加工有時使耐氫脆性降低。進(jìn)而，對于上述專利文獻(xiàn)1～4中公開的不銹鋼，未針對切削性進(jìn)行研究。因此，上述的專利文獻(xiàn)1～4中記載的不銹鋼有時也得不到優(yōu)異的耐氫脆性、高強度及優(yōu)異的切削性。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的問題

本發(fā)明的目的在于提供具有優(yōu)異的耐氫脆性及高強度、還具有優(yōu)異的切削性的奧氏體系不銹鋼。

本實施方式的奧氏體系不銹鋼具有如下的化學(xué)組成：以質(zhì)量％計含有C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.1～6.0％、P：0.045％以下、S：0.1％以下、Ni：8.0～16.0％、Cr：15.0～30.0％、Mo：1.0～5.0％、N：0.05～0.45％、Nb：0～0.50％、及V：0～0.50％，余量為Fe及雜質(zhì)，且滿足式(1)。本實施方式的奧氏體系不銹鋼的晶粒度級別數(shù)不足8.0、具有690MPa以上的拉伸強度。

15≤12.6C+1.05Mn+Ni+15N (1)

式(1)中的元素符號代入對應(yīng)的元素的含量(質(zhì)量％)。

上述的奧氏體系不銹鋼的制造方法具備準(zhǔn)備具有上述的化學(xué)組成的原材料的工序、對原材料進(jìn)行1次或多次熱加工的工序。熱加工的工序的最后的加熱后的熱加工的截面減少率為70％以下。

本實施方式的奧氏體系不銹鋼具有優(yōu)異的耐氫脆性及高強度、還具有優(yōu)異的切削性。

附圖說明

圖1為示出鋼的晶粒度級別數(shù)、與為切削性的指標(biāo)的相對磨耗量比的關(guān)系的圖。

圖2為示出F1＝12.6C+1.05Mn+Ni+15N所定義的式、與為耐氫脆性的指標(biāo)的相對斷裂伸長率的關(guān)系的圖。

圖3為示出本實施方式的奧氏體系不銹鋼中的截面減少率與拉伸強度的關(guān)系的圖。

具體實施方式

本發(fā)明人等針對奧氏體系不銹鋼的切削性、耐氫脆性及強度進(jìn)行調(diào)查及研究，得到以下見解。

(A)切削性與切削阻力和切削時的切屑處理性(切屑相對于切削工具的剝離的容易程度)有關(guān)。切削阻力小、切屑處理性高的情況下，切削工具的磨耗被抑制。即，鋼的切削性提高。

切削阻力在將切削條件設(shè)為恒定的情況下，依賴于被切削材料的拉伸強度。切屑處理性能以切削中切屑折斷為止的切屑的長度進(jìn)行判斷。切屑越脆，切屑處理性越高。切屑的脆度依賴于被切削材料的伸長率及拉伸強度。因此，若能抑制為被切削材料的奧氏體系不銹鋼的拉伸強度及伸長率，則切削阻力變低、切屑處理性變高。其結(jié)果，切削性變高。

若增大鋼中的晶體粒徑，則能夠抑制拉伸強度及伸長率。圖1為示出鋼的晶粒度級別數(shù)、與為切削性的指標(biāo)的相對磨耗量比的關(guān)系的圖。圖1為對后述的實施例的結(jié)果進(jìn)行描點繪圖的圖。相對磨耗量比是指，相對于對奧氏體系不銹鋼實施剝皮加工時的切削工具的磨耗量，以相同條件對具有相當(dāng)于JIS規(guī)格的SUS316的化學(xué)組成的鋼實施剝皮加工時的切削工具的磨耗量(基準(zhǔn)磨耗量)的比。相對磨耗量比越高，與基準(zhǔn)磨耗量相比，切削工具的磨耗少。即，表明鋼的切削性高。

參照圖1，晶粒度級別數(shù)大于8.0時，切削性基本不變化。另一方面，晶粒度級別數(shù)為8.0以下時，隨著晶粒度級別數(shù)變小，相對磨耗量比顯著變高。因此，具有本實施方式的化學(xué)組成的奧氏體系不銹鋼的情況下，若使晶粒度級別數(shù)為8.0以下，則可以得到優(yōu)異的切削性。

(B)另一方面，若使晶體粒徑粗大化，則有使耐氫脆性降低的可能性。因此，本實施方式中，通過提高奧氏體的穩(wěn)定化，晶粒即使粗大、也提高耐氫脆性。奧氏體中的氫的擴散系數(shù)低。通過使奧氏體穩(wěn)定化，鋼中的氫變得難以擴散。進(jìn)而，也抑制氫脆化敏感性高的馬氏體的生成。其結(jié)果，耐氫脆性提高。

碳(C)、氮(N)、錳(Mn)及鎳(Ni)為使奧氏體穩(wěn)定化的元素。因此，通過適量含有這些元素，耐氫脆性提高。

定義為F1＝12.6C+1.05Mn+Ni+15N。圖2為示出F1與耐氫脆性關(guān)系的圖。圖2為將后述實施例的結(jié)果進(jìn)行描點繪圖的圖。圖2中的相對斷裂伸長率(％)為高壓氫氣環(huán)境下的斷裂伸長率相對于大氣中的斷裂伸長率的比。相對斷裂伸長率越高，表示耐氫脆性越優(yōu)異。

參照圖2，F(xiàn)1不足15的情況下，伴隨著F1的增加，相對斷裂伸長率急劇升高。隨后，F(xiàn)1為15以上的情況下，即使F1增加相對斷裂伸長率也基本不升高，呈大致一定的值。即，圖2的圖表中，F(xiàn)1＝15附近存在拐點。因此，F(xiàn)1為15以上時，可以得到優(yōu)異的耐氫脆性。

(C)使晶體粒徑粗大化時，切削性也提高，但有強度降低的可能性。因此，本實施方式含有1.0％以上的Mo。由此，即便晶粒度級別數(shù)不足8.0，也可以得到高的拉伸強度。

基于以上的見解而完成的本實施方式的奧氏體系不銹鋼具有如下的化學(xué)組成：以質(zhì)量％計含有C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.1～6.0％、P：0.045％以下、S：0.1％以下、Ni：8.0～16.0％、Cr：15.0～30.0％、Mo：1.0～5.0％、N：0.05～0.45％、Nb：0～0.50％、及V：0～0.50％，余量為Fe及雜質(zhì)，且滿足式(1)。本實施方式的奧氏體系不銹鋼的晶粒度級別數(shù)不足8.0、具有690MPa以上的拉伸強度。

15≤12.6C+1.05Mn+Ni+15N (1)

式(1)中的元素符號代入對應(yīng)的元素的含量(質(zhì)量％)。

上述奧氏體系不銹鋼可以含有選自由Nb：0.01～0.50％、及V：0.01～0.50％組成的組中的1種以上。

上述奧氏體系不銹鋼的晶粒度級別數(shù)優(yōu)選為3.0以上。此時，上述奧氏體系不銹鋼還具有優(yōu)異的拉伸強度。

上述奧氏體系不銹鋼的晶粒組織的混晶率優(yōu)選為20％以下。此時，能夠抑制上述奧氏體系不銹鋼的強度的不均。

上述奧氏體系不銹鋼如下制造：具有上述化學(xué)組成的原材料經(jīng)1次或多次熱加工，在最后的加熱后的熱加工中，以70％以下的截面減少率來進(jìn)行熱加工。

此時，可使具有上述化學(xué)組成的奧氏體系不銹鋼的晶粒度級別數(shù)為不足8.0。

以下，針對本實施方式的奧氏體系不銹鋼詳細(xì)進(jìn)行敘述。

[化學(xué)組成]

本實施方式的奧氏體系不銹鋼具有含有以下元素的化學(xué)組成。

C：0.10％以下

碳(C)使不易產(chǎn)生氫脆性的fcc結(jié)構(gòu)的奧氏體穩(wěn)定化。但是，C含量過高時，碳化物在晶界析出、降低鋼的韌性。因此，C含量為0.10％以下。C含量的優(yōu)選的上限為不足0.10％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.08％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.06％。

Si：1.0％以下

硅(Si)為雜質(zhì)。Si與Ni及Cr鍵合形成金屬間化合物。Si還促進(jìn)σ(sigma)相等的金屬間化合物的生長。這些金屬間化合物使鋼的熱加工性降低。因此，Si含量為1.0％以下。Si含量的優(yōu)選的上限為0.8％。優(yōu)選Si含量盡量低。

Mn：2.1～6.0％

錳(Mn)使奧氏體穩(wěn)定化，抑制氫脆化敏感性高的馬氏體的生成。Mn還與S鍵合形成MnS，提高鋼的切削性。Mn含量過低時，得不到上述效果。另一方面，Mn含量過高時，鋼的延性及熱加工性降低。因此，Mn含量為2.1～6.0％。Mn含量的優(yōu)選的下限高于2.1％、進(jìn)一步優(yōu)選為2.5％、進(jìn)一步優(yōu)選為3.0％。Mn含量的優(yōu)選的上限為不足6.0％。

P：0.045％以下

磷(P)為雜質(zhì)。P降低鋼的熱加工性及韌性。因此，P含量為0.045％以下。P含量的優(yōu)選的上限為不足0.045％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.035％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.020％。優(yōu)選P含量盡量低。

S：0.1％以下

硫(S)與Mn鍵合形成MnS，提高鋼的切削性。但是，S含量過高時，鋼的韌性降低。因此，S含量為0.1％以下。S含量的優(yōu)選的上限為不足0.1％，進(jìn)一步優(yōu)選為0.09％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.07％。優(yōu)選S含量盡量低。

Ni：8.0～16.0％

鎳(Ni)使奧氏體穩(wěn)定化。Ni還提高鋼的延性及韌性。Ni含量過低時，得不到上述效果。另一方面，Ni含量過高時，上述效果飽和，制造成本變高。因此，Ni含量為8.0～16.0％。Ni含量優(yōu)選的下限為高于8.0％、進(jìn)一步優(yōu)選為9.0％、進(jìn)一步優(yōu)選為10.5％。Ni含量的優(yōu)選的上限為不足16.0％、進(jìn)一步優(yōu)選為15.0％。

Cr：15.0～30.0％

鉻(Cr)提高鋼的耐腐蝕性。Cr含量過低時，得不到該效果。另一方面，Cr含量過高時，生成M₂₃C₆型的碳化物、鋼的延性及韌性降低。因此，Cr含量為15.0～30.0％。Cr含量優(yōu)選的下限為高于15.0％、更優(yōu)選為16.0％、進(jìn)一步優(yōu)選為17.0％、進(jìn)一步優(yōu)選為18.0％。Cr含量的優(yōu)選的上限為不足30.0％、進(jìn)一步優(yōu)選為25.0％。

Mo：1.0～5.0％

鉬(Mo)對奧氏體進(jìn)行固溶強化。Mo還提高鋼的耐腐蝕性。Mo含量過低時，得不到上述效果。另一方面，Mo含量過高時，金屬間化合物變得容易析出，鋼的延性及韌性降低。因此，Mo含量為1.0～5.0％。Mo含量優(yōu)選的下限為高于1.0％、進(jìn)一步優(yōu)選為1.2％。Mo含量的優(yōu)選的上限為不足5.0％、進(jìn)一步優(yōu)選為4.0％、進(jìn)一步優(yōu)選為3.5％。

N：0.05～0.45％

氮(N)使奧氏體穩(wěn)定化。N還通過固溶強化提高鋼的強度。N含量過低時，得不到上述效果。另一方面，N含量過高時，生成粗大的氮化物，鋼的韌性等機械性質(zhì)降低。因此，N含量為0.05～0.45％。N含量優(yōu)選的下限為高于0.05％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.10％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.15％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.21％。N含量的優(yōu)選的上限為不足0.45％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.40％。

本實施方式的奧氏體系不銹鋼的化學(xué)組成的余量為Fe及雜質(zhì)。此處所說的雜質(zhì)是指從作為鋼的原料而被利用的礦石、廢料或從制造工序的環(huán)境等中混入的元素。

本實施方式的奧氏體系不銹鋼還可以含有選自由Nb及V組成的組中的1種以上代替Fe的一部分。

Nb：0～0.50％

Nb為任意元素，也可以不含有。含有的情況下，Nb生成合金碳化物，提高鋼的強度。但是，Nb含量過高時，其效果飽和，制造成本變高。因此，Nb含量為0～0.50％。Nb含量優(yōu)選的下限為0.01％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.05％。Nb含量的優(yōu)選的上限為不足0.50％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.40％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.30％。

V：0～0.50％

V為任意元素，也可以不含有。含有的情況下，V生成合金碳化物、提高鋼的強度。但是，V含量過高時，其效果飽和、制造成本變高。因此，V含量為0～0.50％。V含量優(yōu)選的下限為0.01％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.05％。V含量的優(yōu)選的上限為不足0.50％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.35％、進(jìn)一步優(yōu)選為0.30％。

[針對式(1)]

上述化學(xué)組成還滿足式(1)。

15≤12.6C+1.05Mn+Ni+15N (1)

式(1)中的元素符號代入對應(yīng)的元素的含量(質(zhì)量％)。

C、Mn、Ni及N如上所述使奧氏體穩(wěn)定化。奧氏體內(nèi)中的氫的擴散系數(shù)低。因此，奧氏體中氫難以擴散。

定義為F1＝12.6C+1.05Mn+Ni+15N。如圖2所示，F(xiàn)1不足15時，奧氏體難以穩(wěn)定，因此耐氫脆性低。另一方面，F(xiàn)1為15以上時，耐氫脆性顯著地變高。因此，F(xiàn)1為15以上。優(yōu)選F1為16以上、進(jìn)一步優(yōu)選為17以上。

[針對晶粒度]

另外，對于本實施方式的奧氏體系不銹鋼進(jìn)而以JIS G0551(2005)規(guī)定的晶粒度級別數(shù)不足8.0。因此，本實施方式的奧氏體系不銹鋼的切削阻力低。切削阻力低時，能抑制切削工具的磨耗、生產(chǎn)率提高。晶粒度級別數(shù)不足8.0時，另外在切削時，從切屑的被切削材料及切削工具的剝離也容易，切屑處理性變高。根據(jù)以上，晶粒度級別數(shù)不足8.0時，鋼的切削性提高。另一方面，晶粒度級別數(shù)過低時，鋼的拉伸強度有時變低。因此，優(yōu)選晶粒度級別數(shù)為3.0以上、更優(yōu)選為4.0以上。

晶粒度級別數(shù)通過以下方法確定。從奧氏體系不銹鋼采取顯微鏡觀察用的試驗片。使用采取的試驗片，實施JIS G0551(2005)中規(guī)定的晶粒度的顯微鏡試驗方法，評價晶粒度級別數(shù)。具體而言，對試驗片的表面使用公知的腐蝕液(Glyceregia試劑、kalling試劑或馬布爾浸蝕劑等)進(jìn)行腐蝕，使表面的晶界現(xiàn)出。腐蝕的表面上的10視野中，求出各視野的晶粒度級別數(shù)。各視野的面積約為40mm²。通過與JIS G0551(2005)的7.1.2中規(guī)定的晶粒度標(biāo)準(zhǔn)圖比較，評價各視野中的晶粒度級別數(shù)。各視野的晶粒度級別數(shù)的平均數(shù)定義為本實施方式的奧氏體系不銹鋼的晶粒度級別數(shù)。

[針對拉伸強度]

本實施方式的奧氏體系不銹鋼的拉伸強度為690MPa以上。含有上述的Mo含量，進(jìn)而調(diào)節(jié)后述的最終熱加工中的加工條件，由此能夠?qū)⒗鞆姸仍O(shè)為690MPa以上。拉伸強度優(yōu)選設(shè)為720MPa以上。為了提高鋼的被切削性，優(yōu)選將拉伸強度設(shè)為880MPa以下。

[針對混晶率]

晶粒組織為混晶的情況下，有強度、切削性產(chǎn)生不均的可能性。因此，混晶率的優(yōu)選的上限為25％、優(yōu)選為20％?；炀蕛?yōu)選越少越好?；炀侵溉缦碌那闆r：在上述的顯微鏡觀察中，1個視野內(nèi)不均勻地分布與具有最大出現(xiàn)率的粒度級別數(shù)的顆粒相比粒度級別數(shù)差3以上的顆粒、且這些顆粒占面積的20％以上的狀態(tài)，或存在視野間粒度級別數(shù)差3以上的視野。

混晶率例如能夠通過以下的方法測定。從奧氏體系不銹鋼采取顯微鏡觀察用的試驗片，實施上述的顯微鏡試驗方法。顯微鏡試驗方法中觀察的總視野數(shù)設(shè)為N、判定為混晶的視野數(shù)設(shè)為n，可以通過代入式(2)求出。

混晶率(％)＝(n/N)×100 (2)

通過實施后述的制造工序，能使晶粒度級別數(shù)成為不足8.0、且拉伸強度成為690MPa以上。

[制造方法]

本實施方式的奧氏體系不銹鋼的制造方法具備準(zhǔn)備原材料的工序、對原材料進(jìn)行熱加工的工序。以下，針對制造方法進(jìn)行說明。

[原材料的準(zhǔn)備工序]

制造具有上述的化學(xué)組成的鋼水。對制造的鋼水根據(jù)需要實施公知的脫氣處理。由實施了脫氣處理的鋼水制造原材料。原材料的制造方法例如為連續(xù)鑄造法。通過連續(xù)鑄造法制造連鑄材(原材料)。連鑄材例如為板坯、方坯及中小型坯(billet)等?？梢詫撍描T錠法進(jìn)行鑄錠。

[熱加工工序]

將原材料(連鑄材或鑄錠)通過公知的方法進(jìn)行熱加工，制成奧氏體系不銹鋼材。奧氏體系不銹鋼材例如為鋼管、鋼板、棒鋼、線材及鍛鋼等。奧氏體系不銹鋼材可以通過例如玻璃潤滑劑高速擠壓法(Ugine-Sejournet法)進(jìn)行熱擠出加工來制造。

可以通過1次熱加工制造奧氏體系不銹鋼材，也可以通過多次熱加工制造奧氏體系不銹鋼材。實施多次熱加工的情況下，在第2次及以后的各熱加工前實施再加熱，將鋼整體均勻地加工。由此，晶粒組織的混晶率變低。

最終的熱加工(僅實施1次熱加工時的該熱加工、實施多次熱加工時的最終的熱加工)中，加熱條件及熱加工中的截面減少率如以下所示。

加熱溫度：1000～1250℃

加熱溫度過低時，變得容易發(fā)生P等雜質(zhì)元素引起的開裂。另一方面，加熱溫度過高時，產(chǎn)生晶界熔融、在鋼材內(nèi)部變得容易發(fā)生開裂。因此，優(yōu)選的加熱溫度為1000～1250℃。

截面減少率：70％以下

將最終的熱加工前的原材料的截面積設(shè)為A0(mm²)、最終的熱加工后的原材料的截面積設(shè)為A1(mm²)的情況下，截面減少率RA(％)按式(3)定義。

RA＝(A0-A1)/A0×100 (3)

上述截面減少率過高時，通過熱加工導(dǎo)致晶粒變微細(xì)、晶粒度級別數(shù)變?yōu)?.0以上。因此，截面減少率為70％以下。

另一方面，如圖3所示，滿足上述化學(xué)組成及式(1)的鋼材中，最終的熱加工中的截面減少率RA與拉伸強度TS具有比例關(guān)系。因此，截面減少率RA過低時，即使為滿足上述化學(xué)組成及式(1)的奧氏體系不銹鋼材，拉伸強度也有時變低。因此，欲提高拉伸強度的情況下，適宜設(shè)定截面減少率。

優(yōu)選的是，對于滿足上述化學(xué)組成及式(1)的奧氏體系不銹鋼材，截面減少率RA設(shè)為20％以上。此時，最終熱加工后的奧氏體系不銹鋼材的拉伸強度TS為690MPa以上。更優(yōu)選將截面減少率RA設(shè)為30％以上。此時，能夠進(jìn)一步降低奧氏體系不銹鋼的混晶率。由此，能夠抑制強度及切削性的不均。進(jìn)一步優(yōu)選將截面減少率RA設(shè)為超過35％。此時，能夠進(jìn)一步提高奧氏體系不銹鋼的拉伸強度。

本實施方式的制造工序中，省略熱加工后的固溶處理及冷加工。即，本實施方式的奧氏體系不銹鋼為熱加工狀態(tài)的材料。

通過以上的制造工序制造的奧氏體系不銹鋼的耐氫脆性及切削性優(yōu)異、具有高強度。

實施例

[試驗方法]

將具有表1所示的試驗編號A1～A20、B1～B9的化學(xué)組成的鋼水使用真空熔解爐進(jìn)行制造。

[表1]

表1中的F1記載為上述定義的F1值。使用各試驗編號的鋼水，制造50kg的鑄錠。對于鑄錠實施熱鍛造，制造厚度70mm的塊。

對于制造的塊，實施最終熱加工(熱軋)制造奧氏體系不銹鋼板。最終熱加工時的加熱溫度(℃)及截面減少率RA(％)如表2所示。僅對試驗編號B9實施固溶熱處理。固溶熱處理的溫度為1060℃、加熱時間為30分鐘。

[表2]

[晶粒度的測定試驗]

將各試驗編號的鋼板相對于軋制方向垂直地切斷。采取切斷面中在表面(以下，稱為觀察面)具有寬度及厚度中央部的樣品。對各樣品的觀察面實施公知的電解研磨。對于電解研磨后的觀察面，基于上述的方法確定晶粒度級別數(shù)。

[混晶率的測定試驗]

對各試驗編號的鋼板進(jìn)行上述的顯微鏡觀察，以上述的方法求出混晶率。任一試驗編號的情況均觀察10個視野。

[拉伸試驗]

從各試驗編號的鋼板的中心部采取圓棒拉伸試驗片。圓棒拉伸試驗片包含鋼板的中心軸、圓棒試驗片的平行部平行于鋼板的軋制方向。平行部的直徑為5mm。使用圓棒試驗片，在常溫(25℃)、大氣中實施拉伸試驗，求出各試驗編號的鋼板的拉伸強度TS(MPa)。

[耐氫脆性評價試驗]

從各試驗編號的鋼板的中心部采取2個圓棒拉伸試驗片(第1及第2試驗片)。各圓棒拉伸試驗片均包含鋼板的中心軸，圓棒試驗片的平行部平行于鋼板的軋制方向。平行部的直徑為3mm。

對于第1試驗片，在常溫(25℃)的大氣中實施拉伸試驗(稱為大氣拉伸試驗)，測定斷裂伸長率BE₀。進(jìn)而，對第2試驗片在常溫(25℃)、45MPa的高壓氫氣氛中實施拉伸試驗(稱為氫拉伸試驗)，測定斷裂伸長率BE_H。大氣拉伸試驗及氫拉伸試驗中，應(yīng)變速度均設(shè)為3×10^-6/S。氫脆性的影響體現(xiàn)在斷裂伸長率。因此，相對斷裂伸長率(％)按式(4)定義。

相對斷裂伸長率＝BE_H/BE₀×100 (4)

相對斷裂伸長率為80％以上時，判斷為耐氫脆性優(yōu)異。

[切削性評價試驗]

從各試驗編號的鋼板的中心部采取棒狀試驗片。各棒狀試驗片均包含鋼板的中心軸，棒狀試驗片的平行部平行于鋼板的軋制方向。棒狀試驗片的橫截面為圓形，直徑為8mm。

對棒狀試驗片實施剝皮加工。將直徑8mm的棒狀試驗片進(jìn)行5分鐘剝皮加工。不進(jìn)行涂覆處理，將相當(dāng)于JIS標(biāo)準(zhǔn)的P20的超硬工具用于剝皮加工。切削速度為100m/分鐘、進(jìn)給量0.2mm/轉(zhuǎn)、進(jìn)刀量為1.0mm。剝皮時不使用潤滑油。以上述條件實施剝皮加工，測定試驗后的超硬工具的后刀面磨損(flank wear)量W1(mm)。

進(jìn)而，準(zhǔn)備具有相當(dāng)于JIS標(biāo)準(zhǔn)的SUS316的化學(xué)組成的棒狀試驗片(稱為基準(zhǔn)試驗片)。基準(zhǔn)試驗片的形狀與各試驗編號的棒狀試驗片相同。使用基準(zhǔn)試驗片，以與上述相同的條件實施剝皮加工，測定試驗后的超硬工具的后刀面磨損量W0(mm)?；跍y定結(jié)果，求出以下式(5)定義的相對磨耗量比。

相對磨耗量比＝W0/W1 (5)

相對磨耗量比為0.40以上時，判斷為切削性優(yōu)異。

[試驗結(jié)果]

參照表2，試驗編號A1～A20的鋼的化學(xué)組成是適宜的，滿足式(1)。進(jìn)而，試驗編號A1～A20的鋼的制造條件是適宜的，其晶粒度級別數(shù)不足8.0。因此，這些試驗編號的鋼的相對斷裂伸長率為80％以上，顯示優(yōu)異的耐氫脆性。進(jìn)而，這些試驗編號的鋼的相對磨耗量比為0.4以上，顯示優(yōu)異的切削性。進(jìn)而，這些試驗編號的鋼的拉伸強度為690MPa以上，顯示高強度。

試驗編號A1～A19中，最終熱加工中的截面減少率為30％以上。因此，與截面減少率為20％的試驗編號A20相比，晶粒度的混晶率低。

試驗編號A1～A17的最終熱加工中的截面減少率超過35％。因此，與截面減少率為35％以下的A18～A20相比，拉伸強度高達(dá)720MPa以上。

試驗編號A1～A18及試驗編號A20的晶粒度級別數(shù)為3.0以上。因此，與晶粒度級別數(shù)不足3.0的試驗編號A19相比，拉伸強度TS高。

另一方面，試驗編號B1～B3中，化學(xué)組成雖為適宜的但最終熱加工時的截面減少率過高。其結(jié)果，晶粒度級別數(shù)超過8.0。因此，相對磨耗量比不足0.40、切削性低。

對于試驗編號B4的化學(xué)組成，Mn含量及N含量過低，不滿足式(1)。因此，相對斷裂伸長率不足80％、耐氫脆性低。

試驗編號B5中，各元素的含量雖為適宜的，但不滿足式(1)。因此，相對斷裂伸長率不足80％、耐氫脆性低。

對于試驗編號B6的化學(xué)組成，Mn含量及Mo含量過低、不滿足式(1)。因此，相對斷裂伸長率不足80％、耐氫脆性低。

對于試驗編號B7及B8的化學(xué)組成，Ni含量過低、不滿足式(1)。因此，相對斷裂伸長率不足80％、耐氫脆性低。

試驗編號B9中，各元素的含量是適宜的，且滿足式(1)，但熱加工后進(jìn)行了固溶熱處理。因此，拉伸強度不足690MPa。

以上，對本發(fā)明的實施方式進(jìn)行了說明。但是，上述實施方式不過是用于實施本發(fā)明的示例。因此，本發(fā)明不限定于上述實施方式、可以在不超過其主旨的范圍內(nèi)適宜變更上述實施方式來實施。