奥氏体不锈钢及其制造方法与流程

本发明涉及奥氏体不锈钢及其制造方法，更详细而言，涉及具有暴露在高压氢气的阀·接头等的部件所要求的高强度和优异耐氢脆性及耐氢疲劳特性的奥氏体不锈钢及其制造方法。

背景技术：

近年来，进行了氢作为燃料行驶的燃料电池汽车的开发、及向燃料电池汽车供给氢的氢站的实用化研究。不锈钢为这些用途中使用的候補材料之一。但是，高压的氢气环境下即使为不锈钢也有时因氢气引起脆化(氢环境脆化)。高压气体安全法中规定的汽车用压缩氢容器标准中，作为不引起氢环境脆化的不锈钢，确认了SUS316L的使用。

但是，考虑燃料电池汽车的轻量化、氢站的紧凑化及氢站的高压作业的必要性，容器、接头·配管中使用的不锈钢期望在氢气环境不引起氢环境脆化，且具有现有的SUS316L以上的高强度。近年，提供如国际公开第2004/111285号、国际公开第2004/083477号、国际公开第2004/083476号、及日本专利第5131794号所示那样的因含有高N而固溶强化、及适宜使用微细氮化物的高强度钢。

技术实现要素：

发明要解决的问题

要求比上述的专利文献中记载的高强度钢更高强度的材料。作为使奥氏体不锈钢高强度化的手段，已知冷加工。但是，经冷加工的奥氏体不锈钢的耐氢脆性显著降低。尤其是，N含量高的奥氏体不锈钢的堆垛层错能量低，因此变形时的应变容易局部化，耐氢脆性的降低进一步显著。因此，对于高压氢环境中使用的材料来说，可以认为因冷加工而高强度化不适用。

另外，氢站的配管、阀等暴露在高压氢气的部件在伴随着氢气压力变动的环境下使用。因此，要求对因氢气压力变动而产生的疲劳的耐性(以下，称为“耐氢疲劳特性”)，上述的专利文献中关于耐氢疲劳特性未作考虑。即，强度、耐氢脆性、及耐氢疲劳特性的3个均良好的材料不存在。

本发明是鉴于上述现状而做出的，因此目标在于提供耐氢脆性及耐氢疲劳特性良好的高强度的奥氏体不锈钢。

本发明的奥氏体不锈钢的化学组成以质量％计，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％中的至少一种、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及杂质，奥氏体晶粒的短径相对于长径之比大于0.1，前述奥氏体晶粒的晶粒度级别数为8.0以上，前述奥氏体不锈钢的拉伸强度为1000MPa以上。

本发明的奥氏体不锈钢的制造方法具备以下工序：准备钢材的工序，所述钢材的化学组成以质量％计，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％中的至少一种、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及杂质；对前述钢材以1000～1200℃的固溶化热处理温度进行固溶化热处理的工序；对经前述固溶化热处理的钢材进行断面收缩率20％以上的冷加工的工序；对前述经冷加工的钢材以900℃以上且低于前述固溶化热处理温度的温度进行热处理的工序；对经前述热处理的钢材进行断面收缩率10％以上且不足65％的冷加工的工序。

根据本发明，可以得到耐氢脆性及耐氢疲劳特性良好的高强度的奥氏体不锈钢。

附图说明

图1为本发明的一个实施方式的奥氏体不锈钢的制造方法的流程图。

图2为示出二次冷加工的断面收缩率与相对断裂伸长率的关系的分布图。

图3为示出Ni含量与相对断裂伸长率的关系的分布图。

图4为示出Ni含量与氢中疲劳寿命的关系的分布图。

具体实施方式

本发明人等对边维持耐氢脆性及耐氢疲劳特性、边使奥氏体不锈钢高强度化的方法进行了研究。其结果得到以下(a)及(b)的见解。

(a)日本专利第5131794号记载的奥氏体不锈钢中，Ni含量虽为12.0％以上，但适用作钢母材。

(b)对上述的奥氏体不锈钢还施加断面收缩率10％以上且不足65％的冷加工。由此，可以得到既为1000MPa以上的高强度、又在冷加工后的晶粒不产生过量的各向异性、且具有优异耐氢脆性及耐氢疲劳特性的奥氏体不锈钢。

即，可以认为以往在对奥氏体不锈钢施加冷加工时，由于加工诱发相变、晶粒的变形不能维持耐氢脆性及耐氢疲劳特性。但是，根据本发明人等的调查，可知微细地析出碳氮化物的钢中，因钉扎效应抑制晶粒的变形。此外可知将Ni含量设为12.0％以上时，即使施加断面收缩率10％以上且不足65％的冷加工，也能维持良好的耐氢脆性及耐氢疲劳特性。

基于以上的见解，完成本发明的奥氏体不锈钢。以下，将本发明的一个实施方式的奥氏体不锈钢详细进行说明。

[钢的化学组成]

本实施方式的奥氏体不锈钢具有以下说明的化学组成。以下的说明中，元素的含量的“％”是指质量％。

C：0.10％以下

碳(C)在本实施方式中并非是有意添加的元素。C含量超过0.10％时，碳化物从粒界析出、对韧性等造成不良影响。因此，C含量设为0.10％以下。C含量优选为0.04％以下、进一步优选为0.02％以下。C含量尽可能越少越好，极端的C含量的降低导致精炼成本的上升，因此实用上优选设为0.001％以上。

Si：1.0％以下

硅(Si)使钢脱氧。但是，Si大量含有时，有时与Ni、Cr等形成金属间化合物，或助长σ(sigma)相等金属间化合物的生成，显著降低热加工性。因此，Si含量设为1.0％以下。Si含量优选为0.5％以下。需要说明的是，Si含量越少越好，但考虑到精炼成本时，优选设为0.01％以上。

Mn：3.0％以上且不足7.0％

锰(Mn)是廉价的奥氏体稳定化元素。本实施方式中，通过与Cr、Ni、N等适宜的组合，由此有助于高强度化和延性及韧性的提高。另外本实施方式中，使碳氮化物微细析出而使晶粒微细化，N的溶解量少时，即使经过包含后述的固溶化热处理、冷加工、二次热处理的工序也不能使充分的数密度的碳氮化物析出。Mn有提高N的溶解度的作用，因此，Mn含量设为3.0％以上。另一方面，Mn含量为7.0％以上的情况下，能够适用国际公开第2004/083477号记载的技术，因此本实施方式中将Mn含量设为不足7.0％。因此，Mn含量为3.0％以上且不足7.0％。Mn含量的下限优选为4％。Mn含量的上限优选为6.5％、进一步优选为6.2％。

Cr：15～30％

铬(Cr)是作为确保作为不锈钢的耐腐蚀性的元素而必须的成分。另一方面，含量过剩时使延性及韧性降低的粗大的M₂₃C₆等碳化物变得容易大量生成。因此，Cr含量为15～30％。Cr含量的下限优选为18％、进一步优选为20％。Cr含量的上限优选为24％、进一步优选为23.5％。

Ni：12.0％以上且不足17.0％

镍(Ni)作为奥氏体稳定化元素而被添加。本实施方式中，通过Ni与Cr、Mn、N等适宜的组合，有助于高强度化和延性及韧性的提高。Ni含量不足12.0％时，伴随冷加工有时奥氏体的稳定性降低。另一方面，Ni含量为17.0％以上时，前述的Ni的效果饱和，招致材料成本的上升。因此，Ni含量为12.0％以上且不足17.0％。Ni含量的下限优选为13％、进一步优选为13.5％。Ni含量的上限优选为15％、进一步优选为14.5％。

Al：0.10％以下

铝(Al)使钢脱氧。另一方面，Al含量过剩时，助长σ(sigma)相等的金属间化合物的生成。因此，Al含量为0.10％以下。需要说明的是，为了确保脱氧的效果，优选将Al以0.001％以上含有。Al含量的上限优选为0.05％、进一步优选为0.03％。需要说明的是，本说明书的Al是指所谓的“sol.Al(酸可溶Al)”。

N：0.10～0.50％

氮(N)是最重要的固溶强化元素，同时地，在本实施方式中通过形成微细的合金碳氮化物使晶粒微细化，有助于高强度化。另一方面，N含量过剩时，形成粗大的氮化物、韧性等机械特性降低。因此，N含量为0.10～0.50％。N含量的下限优选为0.20％、进一步优选为0.30％。

V：0.01～1.0％及/或Nb：0.01～0.50％

钒(V)及铌(Nb)促进合金碳氮化物的生成、有助于晶粒的微细化，因此可以含有一者或两者。另一方面，过量地含有这些元素则效果饱和，材料成本上升。因此，V含量为0.01～1.0％、Nb含量为0.01～0.50％。V含量的下限优选为0.10％。V含量的上限优选为0.30％。Nb含量的下限优选为0.15％。Nb含量的上限优选为0.28％。含有V及Nb两者时，更有效果。

P：0.050％以下

磷(P)为杂质，对钢的韧性等造成不良影响。P含量为0.050％以下，优选尽可能少。P含量优选为0.025％以下、进一步优选为0.018％以下。

S：0.050％以下

硫(S)为杂质，对钢的韧性等造成不良影响。S含量为0.050％以下，优选尽可能少。S含量优选为0.010％以下、进一步优选为0.005％以下。

本实施方式的奥氏体不锈钢的化学组成的余量为Fe及杂质。此处，杂质是指将钢工业地制造时，由作为原料而利用的矿石、废料混入的元素、或从制造过程的环境等混入的元素。

本实施方式的奥氏体不锈钢可以为含有选自下述的第1组～第4组的任意组中的1种以上的元素代替上述的Fe的一部分的化学组成。属于下述的第1组～第4组的元素均为选择元素。即，属于下述的第1组～第4组的元素可以在本实施方式的奥氏体不锈钢都不含有。另外，也可以仅含有一部分。

更具体而言，例如，可以仅选择第1组～第4组中的1个组、从该组选择1种以上的元素。该情况下，没必要选择属于选择的组的所有元素。另外，可以选择第1组～第4组中的多个组，并从各组中选择1种以上的元素。该情况下，没必要选择属于选择的组的所有元素。

[第1组]

Mo：0～3.0％

W：0～6.0％

属于第1组的元素为钼(Mo)及钨(W)。这些元素促进碳氮化物的生成和稳定化，且具有有助于固溶强化这样的共通的效果。另一方面，过量地含有则该效果饱和。因此，对于这些元素的上限，Mo为3.0％、W为6.0％。这些元素优选的下限均为0.3％。

[第2组]

Ti：0～0.5％

Zr：0～0.5％

Hf：0～0.3％

Ta：0～0.6％

属于第2组的元素为钛(Ti)、锆(Zr)、铪(Hf)、及钽(Ta)。这些元素促进碳氮化物的生成，具有使晶粒微细化这样的共通的效果。另一方面，过量含有则该效果饱和。因此，对于这些元素的上限，Ti及Zr为0.5％、Hf为0.3％、Ta为0.6％。Ti及Zr的上限优选为0.1％、进一步优选为0.03％。Hf的优选上限为0.08％、进一步优选为0.02％。Ta的优选上限为0.4％、进一步优选为0.3％。这些元素的优选下限均为0.001％。

[第3组]

B：0～0.020％

Cu：0～5.0％

Co：0～10.0％

属于第3组的元素为硼(B)、铜(Cu)、及钴(Co)。这些元素具有有助于钢的高强度化这样的共通的效果。B使析出物微细化、使晶粒微细化，由此使钢高强度化。另一方面，含量过剩时，有时形成低熔点的化合物、降低热加工性。因此，B含量的上限为0.020％。Cu及Co为奥氏体稳定化元素，因固溶强化使钢高强度化。另一方面，过量含有则该效果饱和。因此，对于这些元素的上限，Cu为5.0％、Co为10.0％。B的优选下限为0.0001％、Cu及Co的优选下限为0.3％。

[第4组]

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％

属于第4组的元素为镁(Mg)、钙(Ca)、镧(La)、铈(Ce)、钇(Y)、钐(Sm)、镨(Pr)、及钕(Nd)。这些元素具有防止钢在铸造时的凝固裂纹的共通效果。另一方面，过量含有时热加工性降低。因此，对于这些元素的上限，Mg及Ca为0.0050％、La及Ce为0.20％、Y、Sm、及Pr为0.40％、Nd为0.50％。对于这些元素的优选下限均为0.0001％。

[钢的内部组织]

氮虽对固溶强化是有效的，但通过降低堆垛层错能量使变形时的应变局部化，由此降低对氢环境脆化的耐久性。另外，如后所述，本实施方式通过冷加工实现强化，但通过冷加工使位错密度上升，捕氢量增加，因此对氢环境脆化的耐久性降低。

本实施方式中，通过对在后述的二次热处理后进行冷加工(以下，称为二次冷加工)后的组织进行调节，可以兼顾直至1500MPa的高强度化和氢环境脆化的防止。具体而言，通过使奥氏体晶粒的短径(B)相对于长径(A)之比B/A大于0.1，确保既为冷加工组织、并为优异的耐氢脆性。

为了使二次冷加工后的奥氏体晶粒的短径相对于长径之比大于0.1，必需控制二次冷加工前的组织，活用合金碳氮化物的钉扎是有效的。为了得到该效果，使大小50～1000nm的合金碳氮化物优选以观察截面计0.4个/μm²以上的方式析出。这些合金碳氮化物是指含有Cr、V、Nb、Mo、W、Ta等作为主要成分，具有Z相、即Cr(Nb，V)(C，N)、MX型(M：Cr、V、Nb、Mo、W、Ta等、X：C、N)的结晶结构的物质。本实施方式的合金碳氮化物是指基本不含Fe的碳氮化物，即使包含Fe也在1atom％以下。另外，本实施方式中的碳氮化物包含C(碳)的含量极少的情况，即为氮化物的情况。

本实施方式的奥氏体不锈钢的奥氏体晶粒，除上述之外，基于ASTM E112的晶粒度级别数为8.0以上。通过使晶粒微细化，能够提高高氮钢对氢环境脆化的抵抗性。

即使包含上述组织，Ni含量少时，对氢环境脆化的抵抗性有时也变低。另外，即使冷加工前的组织设为耐氢脆性优异的奥氏体，因冷加工也有时生成马氏体相而耐氢脆性劣化。本实施方式中，通过含有Ni使奥氏体的稳定性提高，但为了对于大加工度的冷加工也能够充分确保奥氏体的稳定性，本实施方式中将Ni含量设为12.0％以上。

本实施方式的奥氏体不锈钢的拉伸强度为1000MPa以上、优选为1200MPa以上。另一方面，拉伸强度为1500MPa以上时，晶粒的各向异性变大、确保耐氢脆性变困难。因此，拉伸强度从上限的观点出发优选不足1500MPa。

[制造方法]

以下，说明本发明的一个实施方式的奥氏体不锈钢的制造方法。

二次冷加工前，为了使晶粒微细化、且以优选的方式使所期望的数密度的微细的合金碳氮化物析出，通常的方法是不可能的，但例如可以通过依次进行下述固溶化热处理、冷加工、二次热处理来制造。

图1为本实施方式的奥氏体不锈钢的制造方法的流程图。本实施方式的奥氏体不锈钢的制造方法具备：准备钢材的工序(步骤S1)、对钢材进行固溶化热处理的工序(步骤S2)、对经固溶化热处理的钢材进行冷加工的工序(步骤S3)、对经冷加工的钢材进行二次热处理的工序(步骤S4)、对经二次热处理的钢材进行二次冷加工的工序(步骤S5)。

准备上述的化学组成的钢(以下，称为钢材)(步骤S1)。具体而言，例如，将上述的化学组成的钢进行熔炼、精炼。可以对精炼后的钢实施热锻、热轧、热挤出等热加工来作为钢材。

对钢材进行固溶化热处理(步骤S2)。具体而言，将钢材在1000～1200℃的温度(以下，称为固溶化热处理温度)保持特定时间后进行冷却。对于固溶化热处理温度，为了使合金元素充分地固溶，为1000℃以上、优选为1100℃以上。另一方面，固溶化热处理温度变得高于1200℃时、晶粒极端的粗大化。

本实施方式中的固溶化热处理，为了在之后的二次热处理(步骤S4)使碳氮化物析出而可以进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。经固溶化热处理的钢材优选从固溶化热处理温度急冷、优选进行水冷(淋浴水冷、浸泡法(日文：どぶ漬け))。

另外，进行固溶化热处理的工序(步骤S2)可以不为独立的工序，在热挤出等热加工的工序后进行急冷，由此可以得到同等的效果。例如，以1150℃前后进行热挤出后、进行急冷即可。

对经固溶化热处理的钢材进行冷加工(步骤S3)。冷加工例如，冷轧、冷锻、冷拔等。冷加工中的断面收缩率设为20％以上。由此，钢中的碳氮化物的析出核增加。冷加工中的断面收缩率的上限没有特别限定，考虑对通常的部件实施的断面收缩率时，优选为90％以下。需要说明的是，断面收缩率(％)为(冷加工前的钢材的截面积―冷加工后的钢材的截面积)×100/(冷加工前的钢材的截面积)。

对经冷加工的钢材进行二次热处理(步骤S4)。具体而言，对经冷加工的钢材以900℃以上且低于步骤S2的固溶化热处理温度的温度(以下，称为二次热处理温度)保持特定时间后进行冷却。通过二次热处理，因冷加工导致的应变被去除，并且微细的碳氮化物析出、晶粒微细化。

二次热处理温度如上所述设为低于固溶化热处理温度。为了使晶粒更微细化，二次热处理温度优选设为[固溶化热处理温度-20℃]以下、进一步优选设为[固溶化热处理温度-50℃]以下。二次热处理温度优选设为1150℃以下、进一步优选设为1080℃以下。另一方面，二次热处理温度低于900℃时粗大的Cr碳化物生成、组织变得不均匀。

对经二次热处理的钢材进行二次冷加工(步骤S5)。二次冷加工例如，冷轧、冷锻、冷拔等。二次冷加工中的断面收缩率为10％以上且不足65％。二次冷加工中的断面收缩率设为65％以上时，因材料各向异性、奥氏体的稳定性的降低，而耐氢脆性及氢中的疲劳寿命降低。本实施方式中，增多作为提高奥氏体的稳定性的元素的Ni的含量、并且通过碳氮化物的钉扎效应，即便使断面收缩率变得比较高，也可以得到特定的耐氢脆性及耐氢疲劳特性。由此，能够兼顾高强度化、氢环境脆化的防止。二次冷加工中的断面收缩率从下限的观点出发，优选高于30％、更优选为40％以上。

实施例

以下，通过实施例将本发明更具体地说明。本发明不限定于这些实施例。

将具有表1所示的化学组成的不锈钢50kg进行真空熔解，通过热锻制造40～60mm的厚度的块。

[表1]

对各块进行热轧制成特定厚度的钢材。对各钢材以表2所示的条件实施固溶化热处理、冷加工、二次热处理、及二次冷加工，制成厚度8mm的板材。需要说明的是，固溶化热处理及二次热处理中的保持时间均设为1小时。另外，作为冷加工及二次冷加工，均实施冷轧。

[表2]

[组织观察]

从所得板材采取能够观察到与轧制方向及板厚方向平行的截面的试样，并埋入树脂以混酸(盐酸：硝酸＝1：1)腐蚀后，测定以ASTM E 112为基准的晶粒度级别数。另外，对该试样求出奥氏体晶粒的短径相对于长径之比(短径/长径)。需要说明的是，从二次热处理后、二次冷加工前的板材同样地采取试样，测定晶粒度级别数。

[拉伸强度、断裂伸长率]

采取板材的长度方向上平行部直径为3mm的圆棒拉伸试验片，在常温大气中或常温的85MPa的高压氢气中，以应变速度3×10^-6/s进行拉伸试验，测定拉伸强度、断裂伸长率。氢的影响显著表现为影响韧性的降低，因此氢中断裂伸长率相对于大气中断裂伸长率的比设为相对断裂伸长率，该相对断裂伸长率为80％以上、优选为90％以上时，因氢导致的延性降低是轻微的，解释为耐氢环境脆化特性优异。

[疲劳寿命]

采取板材的长度方向上外径7.5mm的管状的疲劳试验片，在常温氩气中或常温85MPa的高压氢气中进行疲劳试验测定疲劳寿命。从试验片的内表面产生的龟裂到达外表面的重复次数(cycle，循环次数)设为疲劳寿命。氢的影响显著表现为疲劳寿命的降低，因此将氢中的疲劳寿命相对于氩中的疲劳寿命之比设为相对疲劳寿命，该相对疲劳寿命为70％以上时，因氢导致的疲劳寿命的降低是轻微的，解释为耐氢疲劳特性优异。

[试验结果]

二次热处理后的拉伸强度、二次冷加工后的拉伸强度、奥氏体晶粒的短径相对于长径之比、二次热处理后的奥氏体晶粒的晶粒度级别数、相对断裂伸长率、相对疲劳寿命、氢中疲劳寿命、氩中疲劳寿命、及二次冷加工后的奥氏体晶粒的晶粒度级别数如前述的表2所示。

试验编号1～15的奥氏体晶粒的短径相对于长径之比大于0.1、二次冷加工后的奥氏体晶粒的晶粒度级别数为8.0以上、拉伸强度为1000MPa以上、且相对断裂伸长率为80％以上、相对疲劳寿命为70％以上，具有充分的耐氢脆性及耐氢疲劳特性。

试验编号16及17的相对断裂伸长率、及相对疲劳寿命低。可以认为这是因为奥氏体晶粒的短径相对于长径之比为0.1以下、即由于晶粒各向异性。另外，可以认为奥氏体晶粒的短径相对于长径之比为0.1以下是因为二次冷加工中的断面收缩率过高。

试验编号18的相对断裂伸长率、及相对疲劳寿命低。可以认为这是因为晶粒粗大。可以认为晶粒粗大化是因为固溶化热处理温度过高。

试验编号19的相对断裂伸长率、及相对疲劳寿命低。可以认为这是因为晶粒粗大。可以认为晶粒粗大化是因为二次热处理温度过低而Cr₂N析出。

试验编号20～23的相对断裂伸长率、及相对疲劳寿命低。可以认为这是因为钢种L、M、N、O的Ni含量过少，因此不能确保冷加工后的奥氏体的稳定性。

试验编号24及25的拉伸强度不足1000MPa，相对断裂伸长率、及相对疲劳寿命也低。试验编号24的钢种P的Mn含量过低，其结果N不能充分地含有。试验编号25的钢种Q的N的含量少。任一情况下，N导致的固溶强化都不充分、得不到充分的拉伸强度。

试验编号26～28的相对断裂伸长率、及相对疲劳寿命低。可以认为这是因为奥氏体晶粒的短径相对于长径之比为0.1以下、即由于晶粒各向异性。可以认为奥氏体晶粒的短径相对于长径之比为0.1以下是因为试验编号26～28的钢种R均不含Nb及V，得不到碳氮化物实现的钉扎效应。

图2为示出二次冷加工中的断面收缩率与相对断裂伸长率的关系的分布图。图2为从表2将钢种相同的(钢种A)数据去除而作成的。从图2可知，断面收缩率不足65％时、稳定地得到80％以上的相对断裂伸长率。另外可知，即使断面收缩率不足65％，固溶化热处理温度过高(试验编号18)、或二次热处理温度过低(试验编号19)的情况下，相对断裂伸长率变低。

图3为示出Ni含量与相对断裂伸长率的关系的分布图。图3为从表2将二次冷加工中的断面收缩率相同的(60％)数据去除而作成的。从图3可知，Ni含量为12.0％以上时，相对断裂伸长率显著变高。另外可知，即使Ni含量为12.0％以上，N含量过低的情况下(钢种P及Q)，相对断裂伸长率变低。进而可知，即使Ni含量为12.0％以上，均不含有Nb及V时(钢种R)，相对断裂伸长率变低。

图4为示出Ni含量与氢中疲劳寿命的关系的分布图。图4为从表2将二次冷加工中的断面收缩率相同的(60％)数据去除而作成的。从图4可知，Ni含量为12.0％以上时，氢中疲劳寿命显著变长。另外可知，即使Ni含量为12.0％以上，N含量过低的情况下(钢种P及Q)，氢中疲劳寿命变短。进而可知，Ni含量即使为12.0％以上，均不含Nb及V时(钢种R)，氢中疲劳寿命变短。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供对于例如不进行焊接而使用的高压氢用部件所要求的耐氢脆性及耐氢疲劳特性良好的高强度奥氏体不锈钢。