本發(fā)明涉及奧氏體不銹鋼及其制造方法，更詳細而言，涉及具有暴露在高壓氫氣的閥·接頭等的部件所要求的高強度和優(yōu)異耐氫脆性及耐氫疲勞特性的奧氏體不銹鋼及其制造方法。

背景技術(shù)：

近年來，進行了氫作為燃料行駛的燃料電池汽車的開發(fā)、及向燃料電池汽車供給氫的氫站的實用化研究。不銹鋼為這些用途中使用的候補材料之一。但是，高壓的氫氣環(huán)境下即使為不銹鋼也有時因氫氣引起脆化(氫環(huán)境脆化)。高壓氣體安全法中規(guī)定的汽車用壓縮氫容器標準中，作為不引起氫環(huán)境脆化的不銹鋼，確認了SUS316L的使用。

但是，考慮燃料電池汽車的輕量化、氫站的緊湊化及氫站的高壓作業(yè)的必要性，容器、接頭·配管中使用的不銹鋼期望在氫氣環(huán)境不引起氫環(huán)境脆化，且具有現(xiàn)有的SUS316L以上的高強度。近年，提供如國際公開第2004/111285號、國際公開第2004/083477號、國際公開第2004/083476號、及日本專利第5131794號所示那樣的因含有高N而固溶強化、及適宜使用微細氮化物的高強度鋼。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的問題

要求比上述的專利文獻中記載的高強度鋼更高強度的材料。作為使奧氏體不銹鋼高強度化的手段，已知冷加工。但是，經(jīng)冷加工的奧氏體不銹鋼的耐氫脆性顯著降低。尤其是，N含量高的奧氏體不銹鋼的堆垛層錯能量低，因此變形時的應(yīng)變?nèi)菀拙植炕?，耐氫脆性的降低進一步顯著。因此，對于高壓氫環(huán)境中使用的材料來說，可以認為因冷加工而高強度化不適用。

另外，氫站的配管、閥等暴露在高壓氫氣的部件在伴隨著氫氣壓力變動的環(huán)境下使用。因此，要求對因氫氣壓力變動而產(chǎn)生的疲勞的耐性(以下，稱為“耐氫疲勞特性”)，上述的專利文獻中關(guān)于耐氫疲勞特性未作考慮。即，強度、耐氫脆性、及耐氫疲勞特性的3個均良好的材料不存在。

本發(fā)明是鑒于上述現(xiàn)狀而做出的，因此目標在于提供耐氫脆性及耐氫疲勞特性良好的高強度的奧氏體不銹鋼。

本發(fā)明的奧氏體不銹鋼的化學組成以質(zhì)量％計，C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：3.0％以上且不足7.0％、Cr：15～30％、Ni：12.0％以上且不足17.0％、Al：0.10％以下、N：0.10～0.50％、P：0.050％以下、S：0.050％以下、V：0.01～1.0％及Nb：0.01～0.50％中的至少一種、Mo：0～3.0％、W：0～6.0％、Ti：0～0.5％、Zr：0～0.5％、Hf：0～0.3％、Ta：0～0.6％、B：0～0.020％、Cu：0～5.0％、Co：0～10.0％、Mg：0～0.0050％、Ca：0～0.0050％、La：0～0.20％、Ce：0～0.20％、Y：0～0.40％、Sm：0～0.40％、Pr：0～0.40％、Nd：0～0.50％、余量：Fe及雜質(zhì)，奧氏體晶粒的短徑相對于長徑之比大于0.1，前述奧氏體晶粒的晶粒度級別數(shù)為8.0以上，前述奧氏體不銹鋼的拉伸強度為1000MPa以上。

本發(fā)明的奧氏體不銹鋼的制造方法具備以下工序：準備鋼材的工序，所述鋼材的化學組成以質(zhì)量％計，C：0.10％以下、Si：1.0％以下、Mn：3.0％以上且不足7.0％、Cr：15～30％、Ni：12.0％以上且不足17.0％、Al：0.10％以下、N：0.10～0.50％、P：0.050％以下、S：0.050％以下、V：0.01～1.0％及Nb：0.01～0.50％中的至少一種、Mo：0～3.0％、W：0～6.0％、Ti：0～0.5％、Zr：0～0.5％、Hf：0～0.3％、Ta：0～0.6％、B：0～0.020％、Cu：0～5.0％、Co：0～10.0％、Mg：0～0.0050％、Ca：0～0.0050％、La：0～0.20％、Ce：0～0.20％、Y：0～0.40％、Sm：0～0.40％、Pr：0～0.40％、Nd：0～0.50％、余量：Fe及雜質(zhì)；對前述鋼材以1000～1200℃的固溶化熱處理溫度進行固溶化熱處理的工序；對經(jīng)前述固溶化熱處理的鋼材進行斷面收縮率20％以上的冷加工的工序；對前述經(jīng)冷加工的鋼材以900℃以上且低于前述固溶化熱處理溫度的溫度進行熱處理的工序；對經(jīng)前述熱處理的鋼材進行斷面收縮率10％以上且不足65％的冷加工的工序。

根據(jù)本發(fā)明，可以得到耐氫脆性及耐氫疲勞特性良好的高強度的奧氏體不銹鋼。

附圖說明

圖1為本發(fā)明的一個實施方式的奧氏體不銹鋼的制造方法的流程圖。

圖2為示出二次冷加工的斷面收縮率與相對斷裂伸長率的關(guān)系的分布圖。

圖3為示出Ni含量與相對斷裂伸長率的關(guān)系的分布圖。

圖4為示出Ni含量與氫中疲勞壽命的關(guān)系的分布圖。

具體實施方式

本發(fā)明人等對邊維持耐氫脆性及耐氫疲勞特性、邊使奧氏體不銹鋼高強度化的方法進行了研究。其結(jié)果得到以下(a)及(b)的見解。

(a)日本專利第5131794號記載的奧氏體不銹鋼中，Ni含量雖為12.0％以上，但適用作鋼母材。

(b)對上述的奧氏體不銹鋼還施加斷面收縮率10％以上且不足65％的冷加工。由此，可以得到既為1000MPa以上的高強度、又在冷加工后的晶粒不產(chǎn)生過量的各向異性、且具有優(yōu)異耐氫脆性及耐氫疲勞特性的奧氏體不銹鋼。

即，可以認為以往在對奧氏體不銹鋼施加冷加工時，由于加工誘發(fā)相變、晶粒的變形不能維持耐氫脆性及耐氫疲勞特性。但是，根據(jù)本發(fā)明人等的調(diào)查，可知微細地析出碳氮化物的鋼中，因釘扎效應(yīng)抑制晶粒的變形。此外可知將Ni含量設(shè)為12.0％以上時，即使施加斷面收縮率10％以上且不足65％的冷加工，也能維持良好的耐氫脆性及耐氫疲勞特性。

基于以上的見解，完成本發(fā)明的奧氏體不銹鋼。以下，將本發(fā)明的一個實施方式的奧氏體不銹鋼詳細進行說明。

[鋼的化學組成]

本實施方式的奧氏體不銹鋼具有以下說明的化學組成。以下的說明中，元素的含量的“％”是指質(zhì)量％。

C：0.10％以下

碳(C)在本實施方式中并非是有意添加的元素。C含量超過0.10％時，碳化物從粒界析出、對韌性等造成不良影響。因此，C含量設(shè)為0.10％以下。C含量優(yōu)選為0.04％以下、進一步優(yōu)選為0.02％以下。C含量盡可能越少越好，極端的C含量的降低導致精煉成本的上升，因此實用上優(yōu)選設(shè)為0.001％以上。

Si：1.0％以下

硅(Si)使鋼脫氧。但是，Si大量含有時，有時與Ni、Cr等形成金屬間化合物，或助長σ(sigma)相等金屬間化合物的生成，顯著降低熱加工性。因此，Si含量設(shè)為1.0％以下。Si含量優(yōu)選為0.5％以下。需要說明的是，Si含量越少越好，但考慮到精煉成本時，優(yōu)選設(shè)為0.01％以上。

Mn：3.0％以上且不足7.0％

錳(Mn)是廉價的奧氏體穩(wěn)定化元素。本實施方式中，通過與Cr、Ni、N等適宜的組合，由此有助于高強度化和延性及韌性的提高。另外本實施方式中，使碳氮化物微細析出而使晶粒微細化，N的溶解量少時，即使經(jīng)過包含后述的固溶化熱處理、冷加工、二次熱處理的工序也不能使充分的數(shù)密度的碳氮化物析出。Mn有提高N的溶解度的作用，因此，Mn含量設(shè)為3.0％以上。另一方面，Mn含量為7.0％以上的情況下，能夠適用國際公開第2004/083477號記載的技術(shù)，因此本實施方式中將Mn含量設(shè)為不足7.0％。因此，Mn含量為3.0％以上且不足7.0％。Mn含量的下限優(yōu)選為4％。Mn含量的上限優(yōu)選為6.5％、進一步優(yōu)選為6.2％。

Cr：15～30％

鉻(Cr)是作為確保作為不銹鋼的耐腐蝕性的元素而必須的成分。另一方面，含量過剩時使延性及韌性降低的粗大的M₂₃C₆等碳化物變得容易大量生成。因此，Cr含量為15～30％。Cr含量的下限優(yōu)選為18％、進一步優(yōu)選為20％。Cr含量的上限優(yōu)選為24％、進一步優(yōu)選為23.5％。

Ni：12.0％以上且不足17.0％

鎳(Ni)作為奧氏體穩(wěn)定化元素而被添加。本實施方式中，通過Ni與Cr、Mn、N等適宜的組合，有助于高強度化和延性及韌性的提高。Ni含量不足12.0％時，伴隨冷加工有時奧氏體的穩(wěn)定性降低。另一方面，Ni含量為17.0％以上時，前述的Ni的效果飽和，招致材料成本的上升。因此，Ni含量為12.0％以上且不足17.0％。Ni含量的下限優(yōu)選為13％、進一步優(yōu)選為13.5％。Ni含量的上限優(yōu)選為15％、進一步優(yōu)選為14.5％。

Al：0.10％以下

鋁(Al)使鋼脫氧。另一方面，Al含量過剩時，助長σ(sigma)相等的金屬間化合物的生成。因此，Al含量為0.10％以下。需要說明的是，為了確保脫氧的效果，優(yōu)選將Al以0.001％以上含有。Al含量的上限優(yōu)選為0.05％、進一步優(yōu)選為0.03％。需要說明的是，本說明書的Al是指所謂的“sol.Al(酸可溶Al)”。

N：0.10～0.50％

氮(N)是最重要的固溶強化元素，同時地，在本實施方式中通過形成微細的合金碳氮化物使晶粒微細化，有助于高強度化。另一方面，N含量過剩時，形成粗大的氮化物、韌性等機械特性降低。因此，N含量為0.10～0.50％。N含量的下限優(yōu)選為0.20％、進一步優(yōu)選為0.30％。

V：0.01～1.0％及/或Nb：0.01～0.50％

釩(V)及鈮(Nb)促進合金碳氮化物的生成、有助于晶粒的微細化，因此可以含有一者或兩者。另一方面，過量地含有這些元素則效果飽和，材料成本上升。因此，V含量為0.01～1.0％、Nb含量為0.01～0.50％。V含量的下限優(yōu)選為0.10％。V含量的上限優(yōu)選為0.30％。Nb含量的下限優(yōu)選為0.15％。Nb含量的上限優(yōu)選為0.28％。含有V及Nb兩者時，更有效果。

P：0.050％以下

磷(P)為雜質(zhì)，對鋼的韌性等造成不良影響。P含量為0.050％以下，優(yōu)選盡可能少。P含量優(yōu)選為0.025％以下、進一步優(yōu)選為0.018％以下。

S：0.050％以下

硫(S)為雜質(zhì)，對鋼的韌性等造成不良影響。S含量為0.050％以下，優(yōu)選盡可能少。S含量優(yōu)選為0.010％以下、進一步優(yōu)選為0.005％以下。

本實施方式的奧氏體不銹鋼的化學組成的余量為Fe及雜質(zhì)。此處，雜質(zhì)是指將鋼工業(yè)地制造時，由作為原料而利用的礦石、廢料混入的元素、或從制造過程的環(huán)境等混入的元素。

本實施方式的奧氏體不銹鋼可以為含有選自下述的第1組～第4組的任意組中的1種以上的元素代替上述的Fe的一部分的化學組成。屬于下述的第1組～第4組的元素均為選擇元素。即，屬于下述的第1組～第4組的元素可以在本實施方式的奧氏體不銹鋼都不含有。另外，也可以僅含有一部分。

更具體而言，例如，可以僅選擇第1組～第4組中的1個組、從該組選擇1種以上的元素。該情況下，沒必要選擇屬于選擇的組的所有元素。另外，可以選擇第1組～第4組中的多個組，并從各組中選擇1種以上的元素。該情況下，沒必要選擇屬于選擇的組的所有元素。

[第1組]

Mo：0～3.0％

W：0～6.0％

屬于第1組的元素為鉬(Mo)及鎢(W)。這些元素促進碳氮化物的生成和穩(wěn)定化，且具有有助于固溶強化這樣的共通的效果。另一方面，過量地含有則該效果飽和。因此，對于這些元素的上限，Mo為3.0％、W為6.0％。這些元素優(yōu)選的下限均為0.3％。

[第2組]

Ti：0～0.5％

Zr：0～0.5％

Hf：0～0.3％

Ta：0～0.6％

屬于第2組的元素為鈦(Ti)、鋯(Zr)、鉿(Hf)、及鉭(Ta)。這些元素促進碳氮化物的生成，具有使晶粒微細化這樣的共通的效果。另一方面，過量含有則該效果飽和。因此，對于這些元素的上限，Ti及Zr為0.5％、Hf為0.3％、Ta為0.6％。Ti及Zr的上限優(yōu)選為0.1％、進一步優(yōu)選為0.03％。Hf的優(yōu)選上限為0.08％、進一步優(yōu)選為0.02％。Ta的優(yōu)選上限為0.4％、進一步優(yōu)選為0.3％。這些元素的優(yōu)選下限均為0.001％。

[第3組]

B：0～0.020％

Cu：0～5.0％

Co：0～10.0％

屬于第3組的元素為硼(B)、銅(Cu)、及鈷(Co)。這些元素具有有助于鋼的高強度化這樣的共通的效果。B使析出物微細化、使晶粒微細化，由此使鋼高強度化。另一方面，含量過剩時，有時形成低熔點的化合物、降低熱加工性。因此，B含量的上限為0.020％。Cu及Co為奧氏體穩(wěn)定化元素，因固溶強化使鋼高強度化。另一方面，過量含有則該效果飽和。因此，對于這些元素的上限，Cu為5.0％、Co為10.0％。B的優(yōu)選下限為0.0001％、Cu及Co的優(yōu)選下限為0.3％。

[第4組]

Mg：0～0.0050％

Ca：0～0.0050％

La：0～0.20％

Ce：0～0.20％

Y：0～0.40％

Sm：0～0.40％

Pr：0～0.40％

Nd：0～0.50％

屬于第4組的元素為鎂(Mg)、鈣(Ca)、鑭(La)、鈰(Ce)、釔(Y)、釤(Sm)、鐠(Pr)、及釹(Nd)。這些元素具有防止鋼在鑄造時的凝固裂紋的共通效果。另一方面，過量含有時熱加工性降低。因此，對于這些元素的上限，Mg及Ca為0.0050％、La及Ce為0.20％、Y、Sm、及Pr為0.40％、Nd為0.50％。對于這些元素的優(yōu)選下限均為0.0001％。

[鋼的內(nèi)部組織]

氮雖對固溶強化是有效的，但通過降低堆垛層錯能量使變形時的應(yīng)變局部化，由此降低對氫環(huán)境脆化的耐久性。另外，如后所述，本實施方式通過冷加工實現(xiàn)強化，但通過冷加工使位錯密度上升，捕氫量增加，因此對氫環(huán)境脆化的耐久性降低。

本實施方式中，通過對在后述的二次熱處理后進行冷加工(以下，稱為二次冷加工)后的組織進行調(diào)節(jié)，可以兼顧直至1500MPa的高強度化和氫環(huán)境脆化的防止。具體而言，通過使奧氏體晶粒的短徑(B)相對于長徑(A)之比B/A大于0.1，確保既為冷加工組織、并為優(yōu)異的耐氫脆性。

為了使二次冷加工后的奧氏體晶粒的短徑相對于長徑之比大于0.1，必需控制二次冷加工前的組織，活用合金碳氮化物的釘扎是有效的。為了得到該效果，使大小50～1000nm的合金碳氮化物優(yōu)選以觀察截面計0.4個/μm²以上的方式析出。這些合金碳氮化物是指含有Cr、V、Nb、Mo、W、Ta等作為主要成分，具有Z相、即Cr(Nb，V)(C，N)、MX型(M：Cr、V、Nb、Mo、W、Ta等、X：C、N)的結(jié)晶結(jié)構(gòu)的物質(zhì)。本實施方式的合金碳氮化物是指基本不含F(xiàn)e的碳氮化物，即使包含F(xiàn)e也在1atom％以下。另外，本實施方式中的碳氮化物包含C(碳)的含量極少的情況，即為氮化物的情況。

本實施方式的奧氏體不銹鋼的奧氏體晶粒，除上述之外，基于ASTM E112的晶粒度級別數(shù)為8.0以上。通過使晶粒微細化，能夠提高高氮鋼對氫環(huán)境脆化的抵抗性。

即使包含上述組織，Ni含量少時，對氫環(huán)境脆化的抵抗性有時也變低。另外，即使冷加工前的組織設(shè)為耐氫脆性優(yōu)異的奧氏體，因冷加工也有時生成馬氏體相而耐氫脆性劣化。本實施方式中，通過含有Ni使奧氏體的穩(wěn)定性提高，但為了對于大加工度的冷加工也能夠充分確保奧氏體的穩(wěn)定性，本實施方式中將Ni含量設(shè)為12.0％以上。

本實施方式的奧氏體不銹鋼的拉伸強度為1000MPa以上、優(yōu)選為1200MPa以上。另一方面，拉伸強度為1500MPa以上時，晶粒的各向異性變大、確保耐氫脆性變困難。因此，拉伸強度從上限的觀點出發(fā)優(yōu)選不足1500MPa。

[制造方法]

以下，說明本發(fā)明的一個實施方式的奧氏體不銹鋼的制造方法。

二次冷加工前，為了使晶粒微細化、且以優(yōu)選的方式使所期望的數(shù)密度的微細的合金碳氮化物析出，通常的方法是不可能的，但例如可以通過依次進行下述固溶化熱處理、冷加工、二次熱處理來制造。

圖1為本實施方式的奧氏體不銹鋼的制造方法的流程圖。本實施方式的奧氏體不銹鋼的制造方法具備：準備鋼材的工序(步驟S1)、對鋼材進行固溶化熱處理的工序(步驟S2)、對經(jīng)固溶化熱處理的鋼材進行冷加工的工序(步驟S3)、對經(jīng)冷加工的鋼材進行二次熱處理的工序(步驟S4)、對經(jīng)二次熱處理的鋼材進行二次冷加工的工序(步驟S5)。

準備上述的化學組成的鋼(以下，稱為鋼材)(步驟S1)。具體而言，例如，將上述的化學組成的鋼進行熔煉、精煉?？梢詫珶捄蟮匿搶嵤徨?、熱軋、熱擠出等熱加工來作為鋼材。

對鋼材進行固溶化熱處理(步驟S2)。具體而言，將鋼材在1000～1200℃的溫度(以下，稱為固溶化熱處理溫度)保持特定時間后進行冷卻。對于固溶化熱處理溫度，為了使合金元素充分地固溶，為1000℃以上、優(yōu)選為1100℃以上。另一方面，固溶化熱處理溫度變得高于1200℃時、晶粒極端的粗大化。

本實施方式中的固溶化熱處理，為了在之后的二次熱處理(步驟S4)使碳氮化物析出而可以進行必要限度的固溶化，也可以不使全部碳氮化物形成元素固溶化。經(jīng)固溶化熱處理的鋼材優(yōu)選從固溶化熱處理溫度急冷、優(yōu)選進行水冷(淋浴水冷、浸泡法(日文：どぶ漬け))。

另外，進行固溶化熱處理的工序(步驟S2)可以不為獨立的工序，在熱擠出等熱加工的工序后進行急冷，由此可以得到同等的效果。例如，以1150℃前后進行熱擠出后、進行急冷即可。

對經(jīng)固溶化熱處理的鋼材進行冷加工(步驟S3)。冷加工例如，冷軋、冷鍛、冷拔等。冷加工中的斷面收縮率設(shè)為20％以上。由此，鋼中的碳氮化物的析出核增加。冷加工中的斷面收縮率的上限沒有特別限定，考慮對通常的部件實施的斷面收縮率時，優(yōu)選為90％以下。需要說明的是，斷面收縮率(％)為(冷加工前的鋼材的截面積―冷加工后的鋼材的截面積)×100/(冷加工前的鋼材的截面積)。

對經(jīng)冷加工的鋼材進行二次熱處理(步驟S4)。具體而言，對經(jīng)冷加工的鋼材以900℃以上且低于步驟S2的固溶化熱處理溫度的溫度(以下，稱為二次熱處理溫度)保持特定時間后進行冷卻。通過二次熱處理，因冷加工導致的應(yīng)變被去除，并且微細的碳氮化物析出、晶粒微細化。

二次熱處理溫度如上所述設(shè)為低于固溶化熱處理溫度。為了使晶粒更微細化，二次熱處理溫度優(yōu)選設(shè)為[固溶化熱處理溫度-20℃]以下、進一步優(yōu)選設(shè)為[固溶化熱處理溫度-50℃]以下。二次熱處理溫度優(yōu)選設(shè)為1150℃以下、進一步優(yōu)選設(shè)為1080℃以下。另一方面，二次熱處理溫度低于900℃時粗大的Cr碳化物生成、組織變得不均勻。

對經(jīng)二次熱處理的鋼材進行二次冷加工(步驟S5)。二次冷加工例如，冷軋、冷鍛、冷拔等。二次冷加工中的斷面收縮率為10％以上且不足65％。二次冷加工中的斷面收縮率設(shè)為65％以上時，因材料各向異性、奧氏體的穩(wěn)定性的降低，而耐氫脆性及氫中的疲勞壽命降低。本實施方式中，增多作為提高奧氏體的穩(wěn)定性的元素的Ni的含量、并且通過碳氮化物的釘扎效應(yīng)，即便使斷面收縮率變得比較高，也可以得到特定的耐氫脆性及耐氫疲勞特性。由此，能夠兼顧高強度化、氫環(huán)境脆化的防止。二次冷加工中的斷面收縮率從下限的觀點出發(fā)，優(yōu)選高于30％、更優(yōu)選為40％以上。

實施例

以下，通過實施例將本發(fā)明更具體地說明。本發(fā)明不限定于這些實施例。

將具有表1所示的化學組成的不銹鋼50kg進行真空熔解，通過熱鍛制造40～60mm的厚度的塊。

[表1]

對各塊進行熱軋制成特定厚度的鋼材。對各鋼材以表2所示的條件實施固溶化熱處理、冷加工、二次熱處理、及二次冷加工，制成厚度8mm的板材。需要說明的是，固溶化熱處理及二次熱處理中的保持時間均設(shè)為1小時。另外，作為冷加工及二次冷加工，均實施冷軋。

[表2]

[組織觀察]

從所得板材采取能夠觀察到與軋制方向及板厚方向平行的截面的試樣，并埋入樹脂以混酸(鹽酸：硝酸＝1：1)腐蝕后，測定以ASTM E 112為基準的晶粒度級別數(shù)。另外，對該試樣求出奧氏體晶粒的短徑相對于長徑之比(短徑/長徑)。需要說明的是，從二次熱處理后、二次冷加工前的板材同樣地采取試樣，測定晶粒度級別數(shù)。

[拉伸強度、斷裂伸長率]

采取板材的長度方向上平行部直徑為3mm的圓棒拉伸試驗片，在常溫大氣中或常溫的85MPa的高壓氫氣中，以應(yīng)變速度3×10^-6/s進行拉伸試驗，測定拉伸強度、斷裂伸長率。氫的影響顯著表現(xiàn)為影響韌性的降低，因此氫中斷裂伸長率相對于大氣中斷裂伸長率的比設(shè)為相對斷裂伸長率，該相對斷裂伸長率為80％以上、優(yōu)選為90％以上時，因氫導致的延性降低是輕微的，解釋為耐氫環(huán)境脆化特性優(yōu)異。

[疲勞壽命]

采取板材的長度方向上外徑7.5mm的管狀的疲勞試驗片，在常溫氬氣中或常溫85MPa的高壓氫氣中進行疲勞試驗測定疲勞壽命。從試驗片的內(nèi)表面產(chǎn)生的龜裂到達外表面的重復(fù)次數(shù)(cycle，循環(huán)次數(shù))設(shè)為疲勞壽命。氫的影響顯著表現(xiàn)為疲勞壽命的降低，因此將氫中的疲勞壽命相對于氬中的疲勞壽命之比設(shè)為相對疲勞壽命，該相對疲勞壽命為70％以上時，因氫導致的疲勞壽命的降低是輕微的，解釋為耐氫疲勞特性優(yōu)異。

[試驗結(jié)果]

二次熱處理后的拉伸強度、二次冷加工后的拉伸強度、奧氏體晶粒的短徑相對于長徑之比、二次熱處理后的奧氏體晶粒的晶粒度級別數(shù)、相對斷裂伸長率、相對疲勞壽命、氫中疲勞壽命、氬中疲勞壽命、及二次冷加工后的奧氏體晶粒的晶粒度級別數(shù)如前述的表2所示。

試驗編號1～15的奧氏體晶粒的短徑相對于長徑之比大于0.1、二次冷加工后的奧氏體晶粒的晶粒度級別數(shù)為8.0以上、拉伸強度為1000MPa以上、且相對斷裂伸長率為80％以上、相對疲勞壽命為70％以上，具有充分的耐氫脆性及耐氫疲勞特性。

試驗編號16及17的相對斷裂伸長率、及相對疲勞壽命低?？梢哉J為這是因為奧氏體晶粒的短徑相對于長徑之比為0.1以下、即由于晶粒各向異性。另外，可以認為奧氏體晶粒的短徑相對于長徑之比為0.1以下是因為二次冷加工中的斷面收縮率過高。

試驗編號18的相對斷裂伸長率、及相對疲勞壽命低?？梢哉J為這是因為晶粒粗大?？梢哉J為晶粒粗大化是因為固溶化熱處理溫度過高。

試驗編號19的相對斷裂伸長率、及相對疲勞壽命低?？梢哉J為這是因為晶粒粗大?？梢哉J為晶粒粗大化是因為二次熱處理溫度過低而Cr₂N析出。

試驗編號20～23的相對斷裂伸長率、及相對疲勞壽命低?？梢哉J為這是因為鋼種L、M、N、O的Ni含量過少，因此不能確保冷加工后的奧氏體的穩(wěn)定性。

試驗編號24及25的拉伸強度不足1000MPa，相對斷裂伸長率、及相對疲勞壽命也低。試驗編號24的鋼種P的Mn含量過低，其結(jié)果N不能充分地含有。試驗編號25的鋼種Q的N的含量少。任一情況下，N導致的固溶強化都不充分、得不到充分的拉伸強度。

試驗編號26～28的相對斷裂伸長率、及相對疲勞壽命低?？梢哉J為這是因為奧氏體晶粒的短徑相對于長徑之比為0.1以下、即由于晶粒各向異性?？梢哉J為奧氏體晶粒的短徑相對于長徑之比為0.1以下是因為試驗編號26～28的鋼種R均不含Nb及V，得不到碳氮化物實現(xiàn)的釘扎效應(yīng)。

圖2為示出二次冷加工中的斷面收縮率與相對斷裂伸長率的關(guān)系的分布圖。圖2為從表2將鋼種相同的(鋼種A)數(shù)據(jù)去除而作成的。從圖2可知，斷面收縮率不足65％時、穩(wěn)定地得到80％以上的相對斷裂伸長率。另外可知，即使斷面收縮率不足65％，固溶化熱處理溫度過高(試驗編號18)、或二次熱處理溫度過低(試驗編號19)的情況下，相對斷裂伸長率變低。

圖3為示出Ni含量與相對斷裂伸長率的關(guān)系的分布圖。圖3為從表2將二次冷加工中的斷面收縮率相同的(60％)數(shù)據(jù)去除而作成的。從圖3可知，Ni含量為12.0％以上時，相對斷裂伸長率顯著變高。另外可知，即使Ni含量為12.0％以上，N含量過低的情況下(鋼種P及Q)，相對斷裂伸長率變低。進而可知，即使Ni含量為12.0％以上，均不含有Nb及V時(鋼種R)，相對斷裂伸長率變低。

圖4為示出Ni含量與氫中疲勞壽命的關(guān)系的分布圖。圖4為從表2將二次冷加工中的斷面收縮率相同的(60％)數(shù)據(jù)去除而作成的。從圖4可知，Ni含量為12.0％以上時，氫中疲勞壽命顯著變長。另外可知，即使Ni含量為12.0％以上，N含量過低的情況下(鋼種P及Q)，氫中疲勞壽命變短。進而可知，Ni含量即使為12.0％以上，均不含Nb及V時(鋼種R)，氫中疲勞壽命變短。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

根據(jù)本發(fā)明，能夠提供對于例如不進行焊接而使用的高壓氫用部件所要求的耐氫脆性及耐氫疲勞特性良好的高強度奧氏體不銹鋼。