奥氏体系不锈钢及其制造方法与流程

本发明涉及不锈钢及其制造方法，进一步详细而言涉及奥氏体系不锈钢及其制造方法。

背景技术：

近年来，进行了将氢作为燃料而行驶的燃料电池汽车、及向燃料电池汽车供给氢的氢气站的开发。不锈钢为燃料电池中利用的材料的候补之一。

将不锈钢用于燃料电池用途的情况下，不锈钢被用于高压的氢气环境。因此，燃料电池用途中使用的不锈钢要求优异的耐氢脆性。现在，高压气体保安法中规定的汽车用压缩氢气容器基准中，作为耐氢脆性优异的不锈钢，指定为SUS316L。

但是，考虑燃料电池汽车的轻量化、氢气站的小型化、及氢气站中的高压操作时，优选这些用途中使用的不锈钢的强度高的情况。

燃料电池中使用的不锈钢，如上所述，要求优异的耐氢脆性及高强度。另一方面，燃料电池中使用不锈钢的情况下，加工不锈钢成所期望的形状。例如，也有对于高强度的不锈钢材实施切削等机械加工的情况。此时，不锈钢还优选具有优异的切削性。

国际公开第2004/083476号(专利文献1)、国际公开第2004/083477号(专利文献2)、国际公开第2004/111285号(专利文献3)及国际公开第2012/132992号(专利文献4)提出了在高压氢气环境下使用的具有高强度的不锈钢的方案。

专利文献1中公开的氢气用不锈钢以质量％计含有C：0.02％以下、Si：1.0％以下、Mn：3～30％、Cr：超过22％且30％以下、Ni：17～30％、V：0.001～1.0％、N：0.10～0.50％、及Al：0.10％以下，余量为Fe及杂质，杂质中的P为0.030％以下、S为0.005％以下，Ti、Zr及Hf分别为0.01％以下，且Cr、Mn及N的含量满足以下式子。

5Cr+3.4Mn≤500N

专利文献2中公开的高压氢气用不锈钢以质量％计含有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，余量为Fe及杂质，杂质中的P为0.030％以下、S为0.005％以下、Ti、Zr及Hf分别为0.01％以下，且满足以下式子。

2.5Cr+3.4Mn≤300N

专利文献3中公开的氢气用奥氏体不锈钢具有以质量％计含有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％，余量为Fe及杂质的化学组成，含有相对于加工方向沿垂直方向的截面的X射线积分强度I(111)为随机方位的5倍以下、沿加工方向的截面的X射线积分强度I(220)/I(111)≤10的组织。

专利文献4中公开的高压氢气用奥氏体不锈钢以质量％计含有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％中的至少一种，余量为Fe及杂质，杂质中的P为0.0050％以下、S为0.050％以下，拉伸强度为800MPa以上、晶粒度级别数(ASTME112)为8号以上、且最大直径为50～1000nm的合金碳氮化物，其在截面观察中含有0.4个/μm²以上。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2004/083476号

专利文献2：国际公开第2004/083477号

专利文献3：国际公开第2004/111285号

专利文献4：国际公开第2012/132992号

专利文献1及2中公开的不锈钢在实施固溶处理后仍具有700MPa以上的强度。但是，专利文献1的不锈钢中的Ni含量高，因此制造成本高。专利文献2的不锈钢中的Mn含量高，因此有时得不到优异的加工性。专利文献3及专利文献4的不锈钢中，通过实施固溶处理及冷加工实现高强度。但是，冷加工有时使耐氢脆性降低。进而，对于上述专利文献1～4中公开的不锈钢，未针对切削性进行研究。因此，上述的专利文献1～4中记载的不锈钢有时也得不到优异的耐氢脆性、高强度及优异的切削性。

技术实现要素：

发明要解决的问题

本发明的目的在于提供具有优异的耐氢脆性及高强度、还具有优异的切削性的奥氏体系不锈钢。

本实施方式的奥氏体系不锈钢具有如下的化学组成：以质量％计含有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％，余量为Fe及杂质，且满足式(1)。本实施方式的奥氏体系不锈钢的晶粒度级别数不足8.0、具有690MPa以上的拉伸强度。

15≤12.6C+1.05Mn+Ni+15N (1)

式(1)中的元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。

上述的奥氏体系不锈钢的制造方法具备准备具有上述的化学组成的原材料的工序、对原材料进行1次或多次热加工的工序。热加工的工序的最后的加热后的热加工的截面减少率为70％以下。

本实施方式的奥氏体系不锈钢具有优异的耐氢脆性及高强度、还具有优异的切削性。

附图说明

图1为示出钢的晶粒度级别数、与为切削性的指标的相对磨耗量比的关系的图。

图2为示出F1＝12.6C+1.05Mn+Ni+15N所定义的式、与为耐氢脆性的指标的相对断裂伸长率的关系的图。

图3为示出本实施方式的奥氏体系不锈钢中的截面减少率与拉伸强度的关系的图。

具体实施方式

本发明人等针对奥氏体系不锈钢的切削性、耐氢脆性及强度进行调查及研究，得到以下见解。

(A)切削性与切削阻力和切削时的切屑处理性(切屑相对于切削工具的剥离的容易程度)有关。切削阻力小、切屑处理性高的情况下，切削工具的磨耗被抑制。即，钢的切削性提高。

切削阻力在将切削条件设为恒定的情况下，依赖于被切削材料的拉伸强度。切屑处理性能以切削中切屑折断为止的切屑的长度进行判断。切屑越脆，切屑处理性越高。切屑的脆度依赖于被切削材料的伸长率及拉伸强度。因此，若能抑制为被切削材料的奥氏体系不锈钢的拉伸强度及伸长率，则切削阻力变低、切屑处理性变高。其结果，切削性变高。

若增大钢中的晶体粒径，则能够抑制拉伸强度及伸长率。图1为示出钢的晶粒度级别数、与为切削性的指标的相对磨耗量比的关系的图。图1为对后述的实施例的结果进行描点绘图的图。相对磨耗量比是指，相对于对奥氏体系不锈钢实施剥皮加工时的切削工具的磨耗量，以相同条件对具有相当于JIS规格的SUS316的化学组成的钢实施剥皮加工时的切削工具的磨耗量(基准磨耗量)的比。相对磨耗量比越高，与基准磨耗量相比，切削工具的磨耗少。即，表明钢的切削性高。

参照图1，晶粒度级别数大于8.0时，切削性基本不变化。另一方面，晶粒度级别数为8.0以下时，随着晶粒度级别数变小，相对磨耗量比显著变高。因此，具有本实施方式的化学组成的奥氏体系不锈钢的情况下，若使晶粒度级别数为8.0以下，则可以得到优异的切削性。

(B)另一方面，若使晶体粒径粗大化，则有使耐氢脆性降低的可能性。因此，本实施方式中，通过提高奥氏体的稳定化，晶粒即使粗大、也提高耐氢脆性。奥氏体中的氢的扩散系数低。通过使奥氏体稳定化，钢中的氢变得难以扩散。进而，也抑制氢脆化敏感性高的马氏体的生成。其结果，耐氢脆性提高。

碳(C)、氮(N)、锰(Mn)及镍(Ni)为使奥氏体稳定化的元素。因此，通过适量含有这些元素，耐氢脆性提高。

定义为F1＝12.6C+1.05Mn+Ni+15N。图2为示出F1与耐氢脆性关系的图。图2为将后述实施例的结果进行描点绘图的图。图2中的相对断裂伸长率(％)为高压氢气环境下的断裂伸长率相对于大气中的断裂伸长率的比。相对断裂伸长率越高，表示耐氢脆性越优异。

参照图2，F1不足15的情况下，伴随着F1的增加，相对断裂伸长率急剧升高。随后，F1为15以上的情况下，即使F1增加相对断裂伸长率也基本不升高，呈大致一定的值。即，图2的图表中，F1＝15附近存在拐点。因此，F1为15以上时，可以得到优异的耐氢脆性。

(C)使晶体粒径粗大化时，切削性也提高，但有强度降低的可能性。因此，本实施方式含有1.0％以上的Mo。由此，即便晶粒度级别数不足8.0，也可以得到高的拉伸强度。

基于以上的见解而完成的本实施方式的奥氏体系不锈钢具有如下的化学组成：以质量％计含有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％，余量为Fe及杂质，且满足式(1)。本实施方式的奥氏体系不锈钢的晶粒度级别数不足8.0、具有690MPa以上的拉伸强度。

15≤12.6C+1.05Mn+Ni+15N (1)

式(1)中的元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。

上述奥氏体系不锈钢可以含有选自由Nb：0.01～0.50％、及V：0.01～0.50％组成的组中的1种以上。

上述奥氏体系不锈钢的晶粒度级别数优选为3.0以上。此时，上述奥氏体系不锈钢还具有优异的拉伸强度。

上述奥氏体系不锈钢的晶粒组织的混晶率优选为20％以下。此时，能够抑制上述奥氏体系不锈钢的强度的不均。

上述奥氏体系不锈钢如下制造：具有上述化学组成的原材料经1次或多次热加工，在最后的加热后的热加工中，以70％以下的截面减少率来进行热加工。

此时，可使具有上述化学组成的奥氏体系不锈钢的晶粒度级别数为不足8.0。

以下，针对本实施方式的奥氏体系不锈钢详细进行叙述。

[化学组成]

本实施方式的奥氏体系不锈钢具有含有以下元素的化学组成。

C：0.10％以下

碳(C)使不易产生氢脆性的fcc结构的奥氏体稳定化。但是，C含量过高时，碳化物在晶界析出、降低钢的韧性。因此，C含量为0.10％以下。C含量的优选的上限为不足0.10％、进一步优选为0.08％、进一步优选为0.06％。

Si：1.0％以下

硅(Si)为杂质。Si与Ni及Cr键合形成金属间化合物。Si还促进σ(sigma)相等的金属间化合物的生长。这些金属间化合物使钢的热加工性降低。因此，Si含量为1.0％以下。Si含量的优选的上限为0.8％。优选Si含量尽量低。

Mn：2.1～6.0％

锰(Mn)使奥氏体稳定化，抑制氢脆化敏感性高的马氏体的生成。Mn还与S键合形成MnS，提高钢的切削性。Mn含量过低时，得不到上述效果。另一方面，Mn含量过高时，钢的延性及热加工性降低。因此，Mn含量为2.1～6.0％。Mn含量的优选的下限高于2.1％、进一步优选为2.5％、进一步优选为3.0％。Mn含量的优选的上限为不足6.0％。

P：0.045％以下

磷(P)为杂质。P降低钢的热加工性及韧性。因此，P含量为0.045％以下。P含量的优选的上限为不足0.045％、进一步优选为0.035％、进一步优选为0.020％。优选P含量尽量低。

S：0.1％以下

硫(S)与Mn键合形成MnS，提高钢的切削性。但是，S含量过高时，钢的韧性降低。因此，S含量为0.1％以下。S含量的优选的上限为不足0.1％，进一步优选为0.09％、进一步优选为0.07％。优选S含量尽量低。

Ni：8.0～16.0％

镍(Ni)使奥氏体稳定化。Ni还提高钢的延性及韧性。Ni含量过低时，得不到上述效果。另一方面，Ni含量过高时，上述效果饱和，制造成本变高。因此，Ni含量为8.0～16.0％。Ni含量优选的下限为高于8.0％、进一步优选为9.0％、进一步优选为10.5％。Ni含量的优选的上限为不足16.0％、进一步优选为15.0％。

Cr：15.0～30.0％

铬(Cr)提高钢的耐腐蚀性。Cr含量过低时，得不到该效果。另一方面，Cr含量过高时，生成M₂₃C₆型的碳化物、钢的延性及韧性降低。因此，Cr含量为15.0～30.0％。Cr含量优选的下限为高于15.0％、更优选为16.0％、进一步优选为17.0％、进一步优选为18.0％。Cr含量的优选的上限为不足30.0％、进一步优选为25.0％。

Mo：1.0～5.0％

钼(Mo)对奥氏体进行固溶强化。Mo还提高钢的耐腐蚀性。Mo含量过低时，得不到上述效果。另一方面，Mo含量过高时，金属间化合物变得容易析出，钢的延性及韧性降低。因此，Mo含量为1.0～5.0％。Mo含量优选的下限为高于1.0％、进一步优选为1.2％。Mo含量的优选的上限为不足5.0％、进一步优选为4.0％、进一步优选为3.5％。

N：0.05～0.45％

氮(N)使奥氏体稳定化。N还通过固溶强化提高钢的强度。N含量过低时，得不到上述效果。另一方面，N含量过高时，生成粗大的氮化物，钢的韧性等机械性质降低。因此，N含量为0.05～0.45％。N含量优选的下限为高于0.05％、进一步优选为0.10％、进一步优选为0.15％、进一步优选为0.21％。N含量的优选的上限为不足0.45％、进一步优选为0.40％。

本实施方式的奥氏体系不锈钢的化学组成的余量为Fe及杂质。此处所说的杂质是指从作为钢的原料而被利用的矿石、废料或从制造工序的环境等中混入的元素。

本实施方式的奥氏体系不锈钢还可以含有选自由Nb及V组成的组中的1种以上代替Fe的一部分。

Nb：0～0.50％

Nb为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Nb生成合金碳化物，提高钢的强度。但是，Nb含量过高时，其效果饱和，制造成本变高。因此，Nb含量为0～0.50％。Nb含量优选的下限为0.01％、进一步优选为0.05％。Nb含量的优选的上限为不足0.50％、进一步优选为0.40％、进一步优选为0.30％。

V：0～0.50％

V为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，V生成合金碳化物、提高钢的强度。但是，V含量过高时，其效果饱和、制造成本变高。因此，V含量为0～0.50％。V含量优选的下限为0.01％、进一步优选为0.05％。V含量的优选的上限为不足0.50％、进一步优选为0.35％、进一步优选为0.30％。

[针对式(1)]

上述化学组成还满足式(1)。

15≤12.6C+1.05Mn+Ni+15N (1)

式(1)中的元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。

C、Mn、Ni及N如上所述使奥氏体稳定化。奥氏体内中的氢的扩散系数低。因此，奥氏体中氢难以扩散。

定义为F1＝12.6C+1.05Mn+Ni+15N。如图2所示，F1不足15时，奥氏体难以稳定，因此耐氢脆性低。另一方面，F1为15以上时，耐氢脆性显著地变高。因此，F1为15以上。优选F1为16以上、进一步优选为17以上。

[针对晶粒度]

另外，对于本实施方式的奥氏体系不锈钢进而以JIS G0551(2005)规定的晶粒度级别数不足8.0。因此，本实施方式的奥氏体系不锈钢的切削阻力低。切削阻力低时，能抑制切削工具的磨耗、生产率提高。晶粒度级别数不足8.0时，另外在切削时，从切屑的被切削材料及切削工具的剥离也容易，切屑处理性变高。根据以上，晶粒度级别数不足8.0时，钢的切削性提高。另一方面，晶粒度级别数过低时，钢的拉伸强度有时变低。因此，优选晶粒度级别数为3.0以上、更优选为4.0以上。

晶粒度级别数通过以下方法确定。从奥氏体系不锈钢采取显微镜观察用的试验片。使用采取的试验片，实施JIS G0551(2005)中规定的晶粒度的显微镜试验方法，评价晶粒度级别数。具体而言，对试验片的表面使用公知的腐蚀液(Glyceregia试剂、kalling试剂或马布尔浸蚀剂等)进行腐蚀，使表面的晶界现出。腐蚀的表面上的10视野中，求出各视野的晶粒度级别数。各视野的面积约为40mm²。通过与JIS G0551(2005)的7.1.2中规定的晶粒度标准图比较，评价各视野中的晶粒度级别数。各视野的晶粒度级别数的平均数定义为本实施方式的奥氏体系不锈钢的晶粒度级别数。

[针对拉伸强度]

本实施方式的奥氏体系不锈钢的拉伸强度为690MPa以上。含有上述的Mo含量，进而调节后述的最终热加工中的加工条件，由此能够将拉伸强度设为690MPa以上。拉伸强度优选设为720MPa以上。为了提高钢的被切削性，优选将拉伸强度设为880MPa以下。

[针对混晶率]

晶粒组织为混晶的情况下，有强度、切削性产生不均的可能性。因此，混晶率的优选的上限为25％、优选为20％。混晶率优选越少越好。混晶是指如下的情况：在上述的显微镜观察中，1个视野内不均匀地分布与具有最大出现率的粒度级别数的颗粒相比粒度级别数差3以上的颗粒、且这些颗粒占面积的20％以上的状态，或存在视野间粒度级别数差3以上的视野。

混晶率例如能够通过以下的方法测定。从奥氏体系不锈钢采取显微镜观察用的试验片，实施上述的显微镜试验方法。显微镜试验方法中观察的总视野数设为N、判定为混晶的视野数设为n，可以通过代入式(2)求出。

混晶率(％)＝(n/N)×100 (2)

通过实施后述的制造工序，能使晶粒度级别数成为不足8.0、且拉伸强度成为690MPa以上。

[制造方法]

本实施方式的奥氏体系不锈钢的制造方法具备准备原材料的工序、对原材料进行热加工的工序。以下，针对制造方法进行说明。

[原材料的准备工序]

制造具有上述的化学组成的钢水。对制造的钢水根据需要实施公知的脱气处理。由实施了脱气处理的钢水制造原材料。原材料的制造方法例如为连续铸造法。通过连续铸造法制造连铸材(原材料)。连铸材例如为板坯、方坯及中小型坯(billet)等。可以将钢水利用铸锭法进行铸锭。

[热加工工序]

将原材料(连铸材或铸锭)通过公知的方法进行热加工，制成奥氏体系不锈钢材。奥氏体系不锈钢材例如为钢管、钢板、棒钢、线材及锻钢等。奥氏体系不锈钢材可以通过例如玻璃润滑剂高速挤压法(Ugine-Sejournet法)进行热挤出加工来制造。

可以通过1次热加工制造奥氏体系不锈钢材，也可以通过多次热加工制造奥氏体系不锈钢材。实施多次热加工的情况下，在第2次及以后的各热加工前实施再加热，将钢整体均匀地加工。由此，晶粒组织的混晶率变低。

最终的热加工(仅实施1次热加工时的该热加工、实施多次热加工时的最终的热加工)中，加热条件及热加工中的截面减少率如以下所示。

加热温度：1000～1250℃

加热温度过低时，变得容易发生P等杂质元素引起的开裂。另一方面，加热温度过高时，产生晶界熔融、在钢材内部变得容易发生开裂。因此，优选的加热温度为1000～1250℃。

截面减少率：70％以下

将最终的热加工前的原材料的截面积设为A0(mm²)、最终的热加工后的原材料的截面积设为A1(mm²)的情况下，截面减少率RA(％)按式(3)定义。

RA＝(A0-A1)/A0×100 (3)

上述截面减少率过高时，通过热加工导致晶粒变微细、晶粒度级别数变为8.0以上。因此，截面减少率为70％以下。

另一方面，如图3所示，满足上述化学组成及式(1)的钢材中，最终的热加工中的截面减少率RA与拉伸强度TS具有比例关系。因此，截面减少率RA过低时，即使为满足上述化学组成及式(1)的奥氏体系不锈钢材，拉伸强度也有时变低。因此，欲提高拉伸强度的情况下，适宜设定截面减少率。

优选的是，对于满足上述化学组成及式(1)的奥氏体系不锈钢材，截面减少率RA设为20％以上。此时，最终热加工后的奥氏体系不锈钢材的拉伸强度TS为690MPa以上。更优选将截面减少率RA设为30％以上。此时，能够进一步降低奥氏体系不锈钢的混晶率。由此，能够抑制强度及切削性的不均。进一步优选将截面减少率RA设为超过35％。此时，能够进一步提高奥氏体系不锈钢的拉伸强度。

本实施方式的制造工序中，省略热加工后的固溶处理及冷加工。即，本实施方式的奥氏体系不锈钢为热加工状态的材料。

通过以上的制造工序制造的奥氏体系不锈钢的耐氢脆性及切削性优异、具有高强度。

实施例

[试验方法]

将具有表1所示的试验编号A1～A20、B1～B9的化学组成的钢水使用真空熔解炉进行制造。

[表1]

表1中的F1记载为上述定义的F1值。使用各试验编号的钢水，制造50kg的铸锭。对于铸锭实施热锻造，制造厚度70mm的块。

对于制造的块，实施最终热加工(热轧)制造奥氏体系不锈钢板。最终热加工时的加热温度(℃)及截面减少率RA(％)如表2所示。仅对试验编号B9实施固溶热处理。固溶热处理的温度为1060℃、加热时间为30分钟。

[表2]

[晶粒度的测定试验]

将各试验编号的钢板相对于轧制方向垂直地切断。采取切断面中在表面(以下，称为观察面)具有宽度及厚度中央部的样品。对各样品的观察面实施公知的电解研磨。对于电解研磨后的观察面，基于上述的方法确定晶粒度级别数。

[混晶率的测定试验]

对各试验编号的钢板进行上述的显微镜观察，以上述的方法求出混晶率。任一试验编号的情况均观察10个视野。

[拉伸试验]

从各试验编号的钢板的中心部采取圆棒拉伸试验片。圆棒拉伸试验片包含钢板的中心轴、圆棒试验片的平行部平行于钢板的轧制方向。平行部的直径为5mm。使用圆棒试验片，在常温(25℃)、大气中实施拉伸试验，求出各试验编号的钢板的拉伸强度TS(MPa)。

[耐氢脆性评价试验]

从各试验编号的钢板的中心部采取2个圆棒拉伸试验片(第1及第2试验片)。各圆棒拉伸试验片均包含钢板的中心轴，圆棒试验片的平行部平行于钢板的轧制方向。平行部的直径为3mm。

对于第1试验片，在常温(25℃)的大气中实施拉伸试验(称为大气拉伸试验)，测定断裂伸长率BE₀。进而，对第2试验片在常温(25℃)、45MPa的高压氢气氛中实施拉伸试验(称为氢拉伸试验)，测定断裂伸长率BE_H。大气拉伸试验及氢拉伸试验中，应变速度均设为3×10^-6/S。氢脆性的影响体现在断裂伸长率。因此，相对断裂伸长率(％)按式(4)定义。

相对断裂伸长率＝BE_H/BE₀×100 (4)

相对断裂伸长率为80％以上时，判断为耐氢脆性优异。

[切削性评价试验]

从各试验编号的钢板的中心部采取棒状试验片。各棒状试验片均包含钢板的中心轴，棒状试验片的平行部平行于钢板的轧制方向。棒状试验片的横截面为圆形，直径为8mm。

对棒状试验片实施剥皮加工。将直径8mm的棒状试验片进行5分钟剥皮加工。不进行涂覆处理，将相当于JIS标准的P20的超硬工具用于剥皮加工。切削速度为100m/分钟、进给量0.2mm/转、进刀量为1.0mm。剥皮时不使用润滑油。以上述条件实施剥皮加工，测定试验后的超硬工具的后刀面磨损(flank wear)量W1(mm)。

进而，准备具有相当于JIS标准的SUS316的化学组成的棒状试验片(称为基准试验片)。基准试验片的形状与各试验编号的棒状试验片相同。使用基准试验片，以与上述相同的条件实施剥皮加工，测定试验后的超硬工具的后刀面磨损量W0(mm)。基于测定结果，求出以下式(5)定义的相对磨耗量比。

相对磨耗量比＝W0/W1 (5)

相对磨耗量比为0.40以上时，判断为切削性优异。

[试验结果]

参照表2，试验编号A1～A20的钢的化学组成是适宜的，满足式(1)。进而，试验编号A1～A20的钢的制造条件是适宜的，其晶粒度级别数不足8.0。因此，这些试验编号的钢的相对断裂伸长率为80％以上，显示优异的耐氢脆性。进而，这些试验编号的钢的相对磨耗量比为0.4以上，显示优异的切削性。进而，这些试验编号的钢的拉伸强度为690MPa以上，显示高强度。

试验编号A1～A19中，最终热加工中的截面减少率为30％以上。因此，与截面减少率为20％的试验编号A20相比，晶粒度的混晶率低。

试验编号A1～A17的最终热加工中的截面减少率超过35％。因此，与截面减少率为35％以下的A18～A20相比，拉伸强度高达720MPa以上。

试验编号A1～A18及试验编号A20的晶粒度级别数为3.0以上。因此，与晶粒度级别数不足3.0的试验编号A19相比，拉伸强度TS高。

另一方面，试验编号B1～B3中，化学组成虽为适宜的但最终热加工时的截面减少率过高。其结果，晶粒度级别数超过8.0。因此，相对磨耗量比不足0.40、切削性低。

对于试验编号B4的化学组成，Mn含量及N含量过低，不满足式(1)。因此，相对断裂伸长率不足80％、耐氢脆性低。

试验编号B5中，各元素的含量虽为适宜的，但不满足式(1)。因此，相对断裂伸长率不足80％、耐氢脆性低。

对于试验编号B6的化学组成，Mn含量及Mo含量过低、不满足式(1)。因此，相对断裂伸长率不足80％、耐氢脆性低。

对于试验编号B7及B8的化学组成，Ni含量过低、不满足式(1)。因此，相对断裂伸长率不足80％、耐氢脆性低。

试验编号B9中，各元素的含量是适宜的，且满足式(1)，但热加工后进行了固溶热处理。因此，拉伸强度不足690MPa。

以上，对本发明的实施方式进行了说明。但是，上述实施方式不过是用于实施本发明的示例。因此，本发明不限定于上述实施方式、可以在不超过其主旨的范围内适宜变更上述实施方式来实施。