JP2017031483A - 高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材およびその製造方法、ならびにその鋼材からなる、配管、容器、バルブおよび継手 - Google Patents

Abstract

【課題】高圧水素ガス環境下での機械的特性に優れ、良好な耐水素ガス脆化特性を備える高Mn鋼鋼材の提供。
【解決手段】化学組成が、質量％で、C≦1.2％、N≦0.6％、Si：0.05〜1.0％、Mn：10〜60％、Cr：0〜20％、V、Ni、Cu及びCo：各々0〜5％、Al：0〜1％、Mo：0〜3％、W：0〜6％、Nb、Ti、Zr、Hf、Ta：各々0〜1.0％、B：0〜0.020％、Ca：0〜0.0050％、Mg：0〜0.0050％、REM：0〜0.50％、残部：Fe及び不純物、不純物としてのP、S、Oが、P≦0.050％、S≦0.050％、O≦0.020％、0.05≦C＋2N、2≦Cr＋2Vであり、マトリックスの金属組織が、体積率で、fcc構造相：90〜100％、bcc構造相：0〜10％及びhcp構造相：0〜10％であり、Cr系炭窒化物及びV系炭窒化物の少なくとも一方を析出させるＭｎ鉄鋼材。
【選択図】なし

Description

本発明は、高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材およびその製造方法、ならびにその鋼材からなる、配管、容器、バルブおよび継手に関する。より詳しくは、本発明は、高圧水素ガス環境において優れた機械的特性を有する高強度の高Ｍｎ鋼鋼材およびその製造方法に関し、さらに、上記の鋼材からなり、水素を燃料として走行する燃料電池自動車（以下、「燃料電池自動車」という。）ならびに上記燃料電池自動車に水素を供給する水素ステーションで使用される高圧水素ガス用の、配管、容器、バルブおよび継手にも関する。

近年、燃料電池自動車の開発および水素ステーションの実用化研究が進められており、オーステナイト系ステンレス鋼はこれらに用いられる主要金属材料である。

これは、結晶構造として、面心立方（ｆｃｃ）構造のオーステナイト系ステンレス鋼が、一般的に体心立方（ｂｃｃ）構造または体心正方（ｂｃｔ）構造（以下、本明細書においてはこれらをまとめて「ｂｃｃ構造」という。）の炭素鋼および低合金鋼に比べて、水素ガスによる脆化（以下、「水素ガス脆化」という。）に対して優れた耐性を有するためである。

しかし、高圧の水素ガス環境ではオーステナイト系ステンレス鋼も水素ガス脆化を起こす場合がある。

例えば、オーステナイト系ステンレス鋼のうちで、ＳＵＳ３０４等の準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、塑性変形に伴って水素脆化感受性の高いｂｃｃ構造のひずみ誘起マルテンサイト（α’マルテンサイト）を生成するため、水素ガス脆化を起こし易い。

一方、ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１６Ｌ等の安定オーステナイト系ステンレス鋼は、常温では相変態を起こしにくいため、優れた耐水素ガス脆化特性を有する。

しかし、上記のＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌでも、温度が低くなって常温を下回ると、それらの成分規格内でもＣｒ、Ｎｉ等の含有量が低い場合にひずみ誘起マルテンサイトを生成し、水素ガス脆化を起こす。

さらに、燃料電池自動車の航続距離向上のため、燃料電池自動車に搭載される水素タンクの圧力は、近年では従来の４５ＭＰａよりも高い７０ＭＰａとなっている。

このため、非特許文献１に、高圧の水素ガス環境用のオーステナイト系ステンレス鋼として、その使用温度に応じて、下記の〔1〕式で表されるＮｉ当量と呼ばれるパラメータ式に基づき、化学組成を厳格に管理したものを使用するべきことが提案されている。
Ｎｉ当量＝１２．６Ｃ＋０．３５Ｓｉ＋１．０５Ｍｎ＋Ｎｉ＋０．６５Ｃｒ＋０．９８Ｍｏ・・・〔1〕。
但し、〔1〕式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。

高圧ガス保安法に定められる自動車用圧縮水素容器例示基準では、水素ガス脆化を起こしにくいオーステナイト系ステンレス鋼として、上記Ｎｉ当量の下限値が規定され、該条件を満たすＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌの使用が認められている。そして、実態として、所定のＮｉ当量値を満足するように、高価なＮｉを成分規格の上限に近い量まで多量に含有させたＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌが用いられている。

一方、現在、燃料電池自動車および水素ステーションでは、製造コストの低減が最大の課題となっている。したがって、高価なＮｉを多量に含有する材料を使用することは、燃料電池自動車および水素ステーションの低コスト化に対して大きな抵抗となる。このため、水素ガス脆化を起こしにくく、かつＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌよりも安価なオーステナイト系ステンレス鋼の開発要望が極めて高い。

さらに、燃料電池自動車の航続距離向上のための高い水素タンク圧力に耐えられるように、上記オーステナイト系ステンレス鋼には、従来以上の高強度も要求される。このため、特に、１０００ＭＰａ以上の引張強さを有する安価な高強度オーステナイト系ステンレス鋼の開発要望が大きい。

オーステナイト安定化作用を有し、かつＮｉよりも安価な元素として、Ｍｎが挙げられる。オーステナイト系の高Ｍｎ鋼としては、例えば、Ｃｒ−Ｍｎ−Ｎｉ系の高Ｎ鋼であるＡＩＳＩ ｔｙｐｅ ２０５ステンレス鋼およびＣ−Ｍｎ系のハッドフィールド鋼（Ｈａｄｆｉｅｌｄ’ｓ Ｓｔｅｅｌ）がよく知られている。

また、特許文献１〜５に、オーステナイト系の各種高Ｍｎ鋼が開示されている。

特開昭５３−０９６９１２号公報 国際公開第２０１５／０１２３５７号 特開２００７−１２６６８８号公報 特開平９−２４９９４０号公報 特開平１０−１２１２０２号公報

山田敏弘、小林英男：高圧ガス、Ｖｏｌ．４９（２０１２）Ｎｏ．１０、ｐｐ．８８５−８９３ 矢澤武男ら：鉄と鋼、Ｖｏｌ．８３（１９９７）Ｎｏ．１、ｐｐ．６０−６５

前述のとおり、ＳＵＳ３０４のようにオーステナイトの安定度が低く、塑性変形によりひずみ誘起マルテンサイトを生成するオーステナイト系ステンレス鋼は、水素ガス脆化を起こし易いので高圧の水素ガス環境で用いることはできない。

また、前記〔1〕式で表されるＮｉ当量の規定値を満足させるために高価なＮｉを成分規格の上限に近い量まで多量に含有させたＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌは、水素ガス脆化を起こしにくいものの高価である。

一方、既存のＡＩＳＩ ｔｙｐｅ ２０５ステンレス鋼およびハッドフィールド鋼は、オーステナイトの安定度が高く塑性変形してもひずみ誘起マルテンサイトを生じない。さらに、これらの鋼は、上述のＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌよりも安価である。しかし、本発明者らが７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境での水素ガス脆化特性を評価したところ、いずれも水素ガス脆化を起こし易く、上記高圧水素ガス環境ではこれらの鋼を使用できないことが判明した。

特許文献１で開示された鉄合金は、「水素脆化に対する抵抗性を持つ」とされている。しかしながら、本発明者らが水素ガス脆化特性を７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で評価したところ、特許文献１の鉄合金は、その規定範囲内の化学組成を有していても、引張強さが８００ＭＰａ以上になると水素ガス脆化を起こし易くなり、特に、引張強さが１０００ＭＰａ以上になると耐水素ガス脆化特性が著しく劣化して、上記のような高圧の水素ガス環境では使用できないことが判明した。

特許文献２で開示された鋼材は、硫化物応力割れ（以下、「ＳＳＣ」という。）に対して優れた耐性を有しているため、高強度油井用鋼材として適している。なお、上記のＳＳＣは、腐食環境中で鋼材表面に発生した水素の鋼中への拡散と鋼材に負荷された応力との相乗作用によって破断に至る水素脆化の１種である。しかし、本発明者らが７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で上記鋼材の水素ガス脆化特性を評価したところ、特許文献２の鋼材は、その規定範囲内の化学組成を有していても、水素ガス脆化を起こす場合のあることが判明した。このため、特許文献２で提案された鋼材は、７０ＭＰａ以上という高圧の水素ガス環境での使用に対しては、改善すべき余地がある。

特許文献３で開示された鋼は、確かに、ＳＵＳ３１６系鋼を上回る耐水素脆化感受性を有するため、高圧水素環境で使用するのに適している。しかし、特許文献３の鋼は、Ｃｒ含有量が１０〜２０％と高いため、鋼材コストの低減という観点から、改善すべき余地がある。

特許文献４で開示された鋼材は、ＳＳＣに対して優れた耐性を有しているため、高強度油井用鋼材として適している。しかし、本発明者らが７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で上記鋼材の水素ガス脆化特性を評価したところ、特許文献４の鋼材は、その規定範囲内の化学組成を有していても、水素ガス脆化を起こす場合のあることが判明した。このため、特許文献４で提案された鋼材は、７０ＭＰａ以上という高圧の水素ガス環境での使用に対しては、改善すべき余地がある。

特許文献５で開示された鋼材も、ＳＳＣに対して優れた耐性を有しているため、高強度油井用鋼材として適している。しかし、本発明者らが７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で上記鋼材の水素ガス脆化特性を評価したところ、特許文献５の鋼材もまた、その規定範囲内の化学組成を有していても、水素ガス脆化を起こす場合のあることが判明した。このため、特許文献５で提案された鋼材は、７０ＭＰａ以上という高圧の水素ガス環境での使用に対しては、改善すべき余地がある。

上記のように、これまでは１０００ＭＰａ以上の引張強さおよび７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境での良好な耐水素ガス脆化特性を有し、さらに経済性にも優れる金属材料は存在しなかった。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、Ｎｉ当量を管理したＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌよりも安価で１０００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高圧水素ガス環境（中でも７０ＭＰａ以上の高圧水素ガス環境）下での機械的特性に優れて良好な耐水素ガス脆化特性を備える高Ｍｎ鋼鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。さらに、上記の鋼材からなる、高圧水素ガス用の、配管、容器、バルブおよび継手を提供することもまた、本発明の目的である。

本発明者らは、前記の課題を解決するために、高圧水素ガス環境で十分な耐水素ガス脆化特性を確保するための調査を実施した。この調査には、既存のＡＩＳＩ ｔｙｐｅ ２０５ステンレス鋼およびハッドフィールド鋼をベースにして化学組成を種々調整した鋼、ならびに従来提案されているオーステナイト系の高Ｍｎ鋼をベースにして化学組成を種々調整した高Ｍｎ鋼を用いた。その結果、下記（ａ）〜（ｈ）の知見を得た。

（ａ）引張強さが１０００ＭＰａ以上であり、かつオーステナイトの安定度が低く金属組織中にｂｃｃ構造のフェライトまたは／およびα’マルテンサイトの体積率が高いオーステナイト系の高Ｍｎ鋼は、７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で極めて水素ガス脆化を起こし易い。

（ｂ）同様に、引張強さが１０００ＭＰａ以上であり、かつオーステナイトの安定度が低く金属組織中にｈｃｐ構造のεマルテンサイトの体積率が高いオーステナイト系の高Ｍｎ鋼は、７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で極めて水素ガス脆化を起こし易い。

（ｃ）Ｍｎを多量に含有させることにより、高価なＮｉを含有させることなく、オーステナイトを安定化させることができる。しかし、高Ｍｎ鋼は、固溶化熱処理のままでは、安定して１０００ＭＰａ以上の引張強さを得られない。

（ｄ）ＡＩＳＩ ｔｙｐｅ ２０５ステンレス鋼およびハッドフィールド系鋼は、塑性変形でひずみ誘起マルテンサイトが生成しないにも拘わらず、７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で水素ガス脆化を起こし易い。その理由は、積層欠陥エネルギーを低下させる元素である固溶型元素のＮ（窒素）および／またはＣ（炭素）を多く含有するためと考えられる。すなわち、ＡＩＳＩ ｔｙｐｅ ２０５ステンレス鋼は、一般に、質量％で、０．３２〜０．４０％のＮおよび０．１２〜０．２５％のＣを含有し、ハッドフィールド系鋼は、一般に、質量％で、０．９〜１．２％のＣを含有する。このため、Ｎまたは／およびＣを多量に含有する上記の鋼種では、積層欠陥が生じ易くなり、積層欠陥の生成によって変形の局所化が起こり、変形が局所化した部位で水素ガス脆化感受性が高まると考えられる。

（ｅ）耐水素ガス脆化特性に及ぼすＣとＮの悪影響を排除するためには、固溶化熱処理後に時効処理を行えばよい。すなわち、時効処理によってＣとＮを、炭窒化物、炭化物および窒化物（以下、まとめて「炭窒化物」という。）として析出させれば、固溶Ｃおよび固溶Ｎの量が低減するので、十分な耐水素ガス脆化特性が得られる。

（ｆ）上記時効処理を施して、Ｃｒ系または／およびＶ系の微細な炭窒化物を析出させれば、顕著な強度向上作用が得られる。

（ｇ）上記微細な炭窒化物形成による、鋼中に含有されるＣとＮの強度向上への寄与は下記の[1]式で規定されるＦｎ１で表すことができる。同様に、鋼中に含有されるＶとＣｒの強度向上への寄与は下記の[2]式で規定されるＦｎ２で表すことができる。
Ｆｎ１＝Ｃ＋２Ｎ・・・[1]、
Ｆｎ２＝Ｃｒ＋２Ｖ・・・[2]。
但し、[1]式中のＣおよびＮ、ならびに[2]式中のＣｒおよびＶは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。

（ｈ）Ｃｒ系または／およびＶ系の微細な炭窒化物によって十分な析出強化能を得て、１０００ＭＰａ以上の引張強さを具備する高Ｍｎ鋼材の場合、下記の[3]式で表されるＦｎ３が１．０以上である。
Ｆｎ３＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]・・・[3]。
但し、[3]式中のＣｒ[p]およびＶ[p]は、それぞれ炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量（質量％）を意味する。

本発明は、上記の内容に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材およびその製造方法、ならびにその鋼材からなる、配管、容器、バルブおよび継手にある。

（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：１．２％以下、Ｎ：０．６％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：１０〜６０％、Ｃｒ：０〜２０％、Ｖ：０〜５％、Ｎｉ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｃｏ：０〜５％、Ａｌ：０〜１％、Ｍｏ：０〜３％、Ｗ：０〜６％、Ｎｂ：０〜１．０％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｚｒ：０〜１．０％、Ｈｆ：０〜１．０％、Ｔａ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．５０％、残部がＦｅおよび不純物であり、不純物としてのＰ、ＳおよびＯが、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下およびＯ：０．０２０％以下で、さらに、下記[1]式で表されるＦｎ１が０．５以上、下記[2]式で表されるＦｎ２が２以上であり、
マトリックスの金属組織が、体積率で、ｆｃｃ構造相：９０〜１００％、ｂｃｃ構造相：０〜１０％およびｈｃｐ構造相：０〜１０％からなり、マトリックス中にＣｒ系炭窒化物およびＶ系炭窒化物の少なくとも一方が析出して、下記[3]式で表されるＦｎ３が１．０以上であり、
引張強さが１０００ＭＰａ以上である、
高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。
Ｆｎ１＝Ｃ＋２Ｎ・・・[1]、
Ｆｎ２＝Ｃｒ＋２Ｖ・・・[2]
Ｆｎ３＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]・・・[3]
但し、[1]式中のＣおよびＮ、ならびに[2]式中のＣｒおよびＶは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。また、[3]式中のＣｒ[p]およびＶ[p]は、それぞれ炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量（質量％）を意味する。

（２）前記化学組成が、質量％で、Ｎｉ：０．１〜５％、Ｃｕ：０．１〜５％およびＣｏ：０．１〜５％から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。

（３）前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．００５〜１％、Ｍｏ：０．１〜３％、Ｗ：０．１〜６％、Ｎｂ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜１．０％、Ｚｒ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％、Ｔａ：０．００１〜１．０％およびＢ：０．０００１〜０．０２０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。

（４）前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％およびＲＥＭ：０．０００１〜０．５０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。

（５）マトリックスの金属組織が、体積率で、ｆｃｃ構造相：１００％である、上記（１）から（４）までのいずれかに記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。

（６）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成である鋼材に、下記の固溶化熱処理および時効処理を順に含むように処理する、上記（１）から（５）までのいずれかに記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材の製造方法。
固溶化熱処理：１０００〜１２００℃の温度で１０分以上保持した後冷却する、
時効処理：６００〜８００℃の温度で０．５時間以上保持する。

（７）上記（１）から（５）までのいずれかに記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材からなる、高圧水素ガス用の、配管、容器、バルブおよび継手。

本発明によれば、Ｎｉ当量を管理したＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌよりも安価で１０００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高圧水素ガス環境（中でも７０ＭＰａ以上の高圧水素ガス環境）下での機械的特性に優れて良好な耐水素ガス脆化特性を備える高Ｍｎ鋼鋼材を得ることができる。また、本発明の製造方法によって、上記高Ｍｎ鋼鋼材を得ることができる。さらに、上記の高Ｍｎ鋼鋼材からなる、配管、容器、バルブおよび継手は、上記高圧水素ガス環境での耐久性に優れる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。

１．化学組成：
本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材の化学組成の限定理由は次のとおりである。以下の説明において各元素の含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：１．２％以下、Ｎ：０．６％以下
ＣおよびＮは、本発明における重要な元素である。すなわち、ＣおよびＮは、フェライトの生成を抑制し、オーステナイトを安定化する効果を有する。また、いずれも時効処理時に、Ｃｒまたは／およびＶと結び付くことにより微細な炭窒化物を形成し、高強度化に寄与する。しかし、ＣおよびＮを過剰に含有させてもこれらの効果は飽和する。さらに、過剰なＣ含有量は、固溶Ｃ量の増加を招いて高Ｍｎ鋼鋼材中に積層欠陥の生成を促進するので、耐水素ガス脆化特性を大きく低下させる。同様に、過剰なＮ含有量は、固溶Ｎ量の増加を招いて高Ｍｎ鋼鋼材中に積層欠陥の生成を促進するので、耐水素ガス脆化特性を大きく低下させる。したがって、Ｃの含有量を１．２％以下とし、Ｎの含有量を０．６％以下とする。Ｃ含有量の好ましい上限は１．０％であり、より好ましい上限は０．７％である。一方、Ｎ含有量の好ましい上限は０．４％であり、より好ましい上限は０．３％である。但し、上述の効果を得るためには、ＣおよびＮの鋼中含有量は、前記のＦｎ１（＝Ｃ＋２Ｎ）が０．５以上を満たす必要がある。なお、Ｃ含有量の好ましい下限は０．２％であり、より好ましい下限は０．４％である。また、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましい下限は０．１％である。

Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、この効果を得るには、０．０５％以上含有させる必要がある。一方、１．０％を超えてＳｉを含有させても上記の効果は飽和する。このため、Ｓｉの含有量は０．０５〜１．０％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、また、好ましい上限は０．５％である。

Ｍｎ：１０〜６０％
Ｍｎは、本発明において重要な元素である。Ｍｎは、安価でかつオーステナイトを安定化させる作用を有する。この効果を十分に得るには、Ｍｎを１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎを６０％を超えて過剰に含有させても上記の効果は飽和し、かつ熱間加工性等の製造性が低下する。このため、Ｍｎの含有量は１０〜６０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１５％であり、より好ましい下限は１８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は４５％であり、より好ましい上限は３０％である。

Ｃｒ：０〜２０％、Ｖ：０〜５％
ＣｒおよびＶは、本発明における重要な元素である。すなわち、ＣｒおよびＶは、時効処理時に、ＣおよびＮと結び付いて微細な炭窒化物を形成し、高強度化に寄与する。しかし、ＣｒおよびＶを過剰に含有させてもこれらの効果は飽和して、材料コストの上昇を招く。したがって、Ｃｒ含有量の上限を２０％とし、Ｖ含有量の上限を５％とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１５％であり、より好ましい上限は１０％である。一方、Ｖ含有量の好ましい上限は３％であり、より好ましい上限は２％である。但し、上述の効果を得るためには、ＣｒおよびＶの鋼中含有量は、前記のＦｎ２（＝Ｃｒ＋２Ｖ）が２以上を満たす必要がある。Ｆｎ２が２以上を満たせば、ＣｒとＶは複合して含有させなくてもよい。なお、Ｃｒ含有量の好ましい下限は３％であり、より好ましい下限は４％である。また、Ｖ含有量の好ましい下限は１％であり、より好ましい下限は１．２％である。

Ｎｉ：０〜５％
Ｎｉは、オーステナイトを安定化させて水素ガス脆化を防止するのに有効な元素である。また、Ｎｉは、靱性の改善にも有効な元素である。このため、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉを多量に含有させると、材料コストの上昇を招く。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量の上限を５％とする。Ｎｉ含有量の上限は３％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｎｉ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．５％であることがより好ましい。

Ｃｕ：０〜５％
Ｃｕは、オーステナイトを安定化させて水素ガス脆化を防止するのに有効な元素である。このため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを多量に含有させると、材料コストの上昇を招き、さらに熱間加工性等製造性の低下も招く。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量の上限を５％とする。Ｃｕ含有量の上限は３％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｃｕ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．５％であることがより好ましい。

Ｃｏ：０〜５％
Ｃｏは、オーステナイトを安定化させて水素ガス脆化を防止するのに有効な元素である。また、Ｃｏは、靱性の改善にも有効な元素である。このため、必要に応じてＣｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを多量に含有させると、材料コストの上昇を招く。したがって、含有させる場合のＣｏ含有量の上限を５％とする。Ｃｏ含有量の上限は３％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｃｏ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．５％であることがより好ましい。

上記したＮｉ、ＣｕおよびＣｏから選択される２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、５％以下であることが好ましい。

Ａｌ：０〜１％
Ａｌは、フェライト安定化元素である。一方、Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素である。このため、必要に応じてＡｌを含有させてもよい。しかしながら、Ａｌを１％を超えて含有させてもその効果は飽和する。しかも、Ａｌの含有量が１％を超えると、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性の低下を招き、さらに、酸化物が形成されやすくなって、靱性等にも悪影響を与えることがある。このため、含有させる場合のＡｌ含有量の上限を１％とする。Ａｌ含有量の上限は、０．５％であることが好ましい。一方、前記したＡｌの効果を安定して発現させるためには、Ａｌ含有量の下限は、０．００５％であることが好ましく、０．０２％であることがさらに好ましい。なお、本発明のＡｌ含有量とは、酸可溶Ａｌ（所謂「Ｓｏｌ．Ａｌ」）での含有量を指す。

Ｍｏ：０〜３％
Ｍｏは、フェライト安定化元素である。一方、Ｍｏは、耐候性、耐酸性等、ステンレス鋼としての一般的な耐食性を確保するのに有効な元素である。このため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量の上限を３％とする。Ｍｏ含有量の上限は２％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｍｏ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．５％であることがより好ましい。

Ｗ：０〜６％
Ｗは、フェライト安定化元素である。一方、Ｗは、耐候性、耐酸性等、ステンレス鋼としての一般的な耐食性を確保するのに有効な元素である。このため、必要に応じてＷを含有させてもよい。しかしながら、Ｗを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＷ含有量の上限を６％とする。Ｗ含有量の上限は３％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｗ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．５％であることがより好ましい。

Ｎｂ：０〜１．０％
Ｎｂは、フェライト安定化元素である。一方、Ｎｂは、合金炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靱性改善に寄与する元素である。このため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量の上限を１．０％とする。Ｎｂ含有量の上限は０．５％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｎｂ含有量の下限は、０．０１％であることが好ましく、０．１％であることがより好ましい。

Ｔｉ：０〜１．０％
Ｔｉは、フェライト安定化元素である。一方、Ｔｉは、合金炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靱性改善に寄与する元素である。このため、必要に応じてＴｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＴｉ含有量の上限を１．０％とする。Ｔｉ含有量の上限は０．５％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｔｉ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましく、０．１％であることがより好ましい。

Ｚｒ：０〜１．０％
Ｚｒは、フェライト安定化元素である。一方、Ｚｒは、合金炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靱性改善に寄与する元素である。このため、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＺｒ含有量の上限を１．０％とする。Ｚｒ含有量の上限は０．５％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｚｒ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましく、０．１％であることがより好ましい。

Ｈｆ：０〜１．０％
Ｈｆは、フェライト安定化元素である。一方、Ｈｆは、合金炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靱性改善に寄与する元素である。このため、必要に応じてＨｆを含有させてもよい。しかしながら、Ｈｆを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＨｆ含有量の上限を１．０％とする。Ｈｆ含有量の上限は０．５％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｈｆ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましく、０．１％であることがより好ましい。

Ｔａ：０〜１．０％
Ｔａは、フェライト安定化元素である。一方、Ｔａは、合金炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靱性改善に寄与する元素である。このため、必要に応じてＴａを含有させてもよい。しかしながら、Ｔａを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＴａ含有量の上限を１．０％とする。Ｔａ含有量の上限は０．５％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｔａ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましく、０．１％であることがより好ましい。

Ｂ：０〜０．０２０％
Ｂは、フェライト安定化元素である。一方、Ｂは、オーステナイト結晶粒径を微細化し、靱性改善に寄与する元素である。このため、必要に応じてＢを含有させてもよい。しかしながら、Ｂを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、また、フェライトの生成を促進して、耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。このため、含有させる場合のＢ含有量の上限を０．０２０％とする。Ｂ含有量の上限は、０．０１％であることが好ましい。一方、前記したＢの効果を安定して発現させるためには、Ｂ含有量の下限は、０．０００１％であることが好ましく、０．０００５％であることがさらに好ましい。

上記したＡｌ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＴａおよびＢから選択される２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、８％以下であることが好ましく、６％以下であることがより好ましい。

Ｃａ：０〜０．００５０％
Ｃａは、鋳造時の凝固割れを防止する作用を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを多量に含有させると、熱間加工性の低下を招くことがある。このため、含有させる場合のＣａ含有量の上限を０．００５０％とする。Ｃａ含有量の上限は０．００３０％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｃａ含有量の下限は、０．０００１％であることが好ましく、０．０００５％であることがより好ましい。

Ｍｇ：０〜０．００５０％
Ｍｇは、鋳造時の凝固割れを防止する作用を有する。このため、必要に応じてＭｇを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを多量に含有させると、熱間加工性の低下を招くことがある。このため、含有させる場合のＭｇ含有量の上限を０．００５０％とする。Ｍｇ含有量の上限は０．００３０％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｍｇ含有量の下限は、０．０００１％であることが好ましく、０．０００５％であることがより好ましい。

ＲＥＭ：０〜０．５０％
ＲＥＭは、鋳造時の凝固割れを防止する作用を有する。このため、必要に応じてＲＥＭを含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを多量に含有させると、熱間加工性の低下を招くことがある。このため、含有させる場合のＲＥＭ含有量の上限を０．５０％とする。ＲＥＭ含有量の上限は０．３０％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量の下限は、０．０００１％であることが好ましく、０．０００５％であることがより好ましい。

本発明において「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙ、およびランタノイドの合計１７元素を指し、「ＲＥＭの含有量」とは、ＲＥＭが１種の場合はその含有量、２種以上の場合はそれらの合計含有量を指す。また、ＲＥＭは一般的には複数種のＲＥＭの合金であるミッシュメタルとしても供給されている。このため、個別の元素を１種または２種以上添加してＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させてもよいし、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させてもよい。

上記したＣａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、ＲＥＭを含む場合は０．５０％以下であることが好ましく、また、ＲＥＭを含まない場合には０．００５０％以下であることが好ましい。

本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、上述の各元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物としてのＰ、ＳおよびＯが、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下およびＯ：０．０２０％以下で、さらに、前記[1]式で表されるＦｎ１が０．５以上、前記[2]式で表されるＦｎ２が２以上である化学組成を有する。

ここで「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、粒界に偏析し、靱性等の機械的特性に悪影響を及ぼす元素である。このため、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限する必要がある。Ｐ含有量はできるだけ少ないことが望ましい。

Ｓ：０．０５０％以下
ＳもＰと同様に、鋼の靱性等の機械的特性に悪影響を及ぼす元素である。このため、Ｓ含有量は０．０５０％以下に制限する必要がある。Ｓ含有量はできるだけ少ないことが望ましい。

Ｏ：０．０２０％以下
Ｏ（酸素）も、ＳおよびＰと同様に、鋼の靱性等の機械的特性に悪影響を及ぼす元素である。このため、Ｏ含有量は０．０２０％以下に制限する必要がある。Ｏ含有量はできるだけ少ないことが望ましい。

Ｆｎ１：０．５以上
本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、下記[1]式で表されるＦｎ１が０．５以上である。
Ｆｎ１＝Ｃ＋２Ｎ・・・[1]
但し、[1]式中のＣおよびＮは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。

Ｆｎ１は、本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材における時効処理後の微細な炭窒化物形成による高強度化の指標であると同時に、オーステナイトの安定化および耐水素ガス脆化特性確保の指標でもある。Ｆｎ１が０．５以上の場合に、オーステナイトの安定化と時効処理後の高強度化が達成され易く、しかも良好な耐水素ガス脆化特性が確保され易い。Ｆｎ１の好ましい下限は０．６であり、より好ましい下限は０．８である。Ｆｎ１の好ましい上限は２．０であり、より好ましい上限は１．５である。

Ｆｎ２：２以上
本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、下記[2]式で表されるＦｎ２が２以上である。
Ｆｎ２＝Ｃｒ＋２Ｖ・・・[2]
但し、[2]式中のＣｒおよびＶは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。

Ｆｎ２は、本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材における時効処理後の微細な炭窒化物形成による高強度化のもう１つの指標である。Ｆｎ２が２以上の場合に、時効処理後の高強度化が達成され易い。Ｆｎ２の好ましい下限は５であり、より好ましい下限は６である。Ｆｎ２の好ましい上限は２１であり、より好ましい上限は１４である。

例えば、後述の「４．製造方法」の項で述べる方法によって得られる上記の化学組成を有する高Ｍｎ鋼鋼材は、１０００ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、概ね高圧水素ガス環境での機械的特性に優れて良好な耐水素ガス脆化特性を備える。しかし、化学組成の規定だけでは、７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境での良好な耐水素ガス脆化特性を安定して確保できない場合もある。したがって、本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材においては、次に述べるマトリックスの金属組織も併せて規定する。

２．マトリックスの金属組織：
本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、マトリックスの金属組織が、体積率で、ｆｃｃ構造相：９０〜１００％、ｂｃｃ構造相：０〜１０％およびｈｃｐ構造相：０〜１０％からなり、マトリックス中にＣｒ系炭窒化物およびＶ系炭窒化物の少なくとも一方が析出して、下記[3]式で表されるＦｎ３が１．０以上である。
Ｆｎ３＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]・・・[3]
但し、[3]式中のＣｒ[p]およびＶ[p]は、それぞれ炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量（質量％）を意味する。

先の化学組成規定およびマトリックスの金属組織が上記規定を満たす本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、１０００ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境において、機械的特性に優れて良好な耐水素ガス脆化特性を安定して確保することができる。

上記金属組織におけるｆｃｃ構造相の体積率は、９５％以上であることが好ましく、１００％であることが最も好ましい。上記金属組織におけるｂｃｃ構造相の体積率は、５％以下であることが好ましく、０％であれば最も好ましい。同様に、上記金属組織におけるｈｃｐ構造相の体積率は、５％以下であることが好ましく、０％であれば最も好ましい。

既に述べたように、本明細書における「ｂｃｃ構造」とは、ｂｃｃ構造とｂｃｔ構造をまとめたものを指す。

本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材のマトリックスの金属組織における上記各構造相の体積率は、例えば、次の(1)〜(4)の順に処理して求めることができる。
(1)厚さが２ｍｍ、幅が１０ｍｍで長さが１０ｍｍの寸法の試験片を採取する。
(2)上記の試験片を、１２００番エメリー紙まで研磨する。
(3)上記の研磨した試験片を常温の過酸化水素とシュウ酸の混合溶液に浸漬して表面の加工層を除去する。
(4)加工層を除去した試験片にＸ線回折測定を実施する。

上記のＦｎ３は、本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材において、時効処理後にＣｒ系または／およびＶ系の微細な炭窒化物によって十分な析出強化能を得て、１０００ＭＰａ以上の引張強さを具備するための指標である。Ｆｎ３が１．０以上の場合に、時効処理後の１０００ＭＰａ以上という高強度化が達成され易い。Ｆｎ３の好ましい下限は２．０であり、より好ましい下限は４．０である。

なお、Ｃｒ[p]およびＶ[p]、つまり、本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材のマトリックス中に炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量（質量％）は、例えば、次の<1>〜<4>の順に処理して求めることができる。
<1>直径が１０ｍｍで長さが５０ｍｍの寸法の炭窒化物抽出分析用丸棒試験片を採取する。
<2>上記試験片を陽極電解（定電流電解）してマトリックスを溶解させ、炭窒化物のみを電解抽出する。電解抽出用の電解液には１０％ＡＡ系電解液（１０体積％アセチルアセトン、１質量％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノール）を用いる。
<3>抽出された残渣を用いてＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分析を行い、残渣中のＣｒおよびＶの含有量を測定する。
<4>上記のＣｒおよびＶの含有量を、陽極電解によるマトリックス溶解前後での試験片の質量差（つまり、試験片の溶解量）で除して、マトリックス中に炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量を算出する。

３．引張強さ：
本発明に係る高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材ならびにその鋼材からなる、高圧水素ガス用の、配管、容器、バルブおよび継手の強度は、引張強さ（ＴＳ）が１０００ＭＰａ以上である。引張強さが１０００ＭＰａ以上であれば、例えば、燃料電池自動車の航続距離向上のための高い水素タンク圧力にも十分安定して耐えることができる。なお、本発明における「引張強さ」とは「大気中での引張強さ」を指す。

４．製造方法：
本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、以下の方法によって比較的安定して製造することができる。

上記で説明した化学組成を有する高Ｍｎ鋼を、溶製した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。鋳造されたインゴットまたは鋳片は、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造等の熱間加工によって、厚板、薄板、丸棒、継目無鋼管等所要の形状を有する鋼材に仕上げる。その後、該鋼材に、下記の固溶化熱処理および時効処理を順に含むように処理する。
固溶化熱処理：１０００〜１２００℃の温度で１０分以上保持した後冷却する、
時効処理：６００〜８００℃の温度で０．５時間以上保持する。
なお、上記の固溶化熱処理および時効処理における温度は、鋼材の表面における温度を指す。

４．１．固溶化熱処理
固溶化熱処理は、析出物等を十分固溶させることができる温度、時間条件とするために、１０００〜１２００℃の温度で、１０分以上の保持とする。上記保持温度の好ましい下限は１０５０℃程度、好ましい上限は１１００℃程度である。また、保持時間の好ましい上限は６０分程度である。上記条件で保持した鋼材は、その後、油冷以上の冷却速度で冷却することが望ましい。

４．２．時効処理
時効処理は、Ｃｒ系または／およびＶ系の微細な炭窒化物によって十分な析出強化能を得て、１０００ＭＰａ以上の引張強さを確保するために、６００〜８００℃の温度で０．５時間以上保持する。時効処理の温度が６００℃未満の場合および８００℃超えの場合には、時効処理後に十分な量の炭窒化物が析出せず、１０００ＭＰａ以上の引張強さを確保し難くなる。同様に、時効処理の時間が０．５時間未満の場合には、時効処理後に十分な量の炭窒化物が析出せず、１０００ＭＰａ以上の引張強さを確保し難くなる。なお、時効処理の時間については、時効処理の温度および鋼材のサイズにもよるが、生産性、コスト等の面から１０時間以下とすることが望ましい。

本発明に係る高圧水素ガス用の、配管、容器、バルブおよび継手も、上記高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材の場合と同様の方法によって、比較的安定して製造することができる。

例えば、先に説明した化学組成を有する高Ｍｎ鋼を、溶製した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。鋳造されたインゴットまたは鋳片は、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造等の熱間加工、機械加工、各種の冷間加工等によって、配管、容器等所定形状の部材に仕上げる。その後、該部材に、下記の固溶化熱処理および時効処理を順に含むように処理する。
固溶化熱処理：１０００〜１２００℃の温度で１０分以上保持した後冷却する、
時効処理：６００〜８００℃の温度で０．５時間以上保持する。
なお、上記の固溶化熱処理および時効処理における温度は、部材の表面における温度を指す。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す化学組成を有する高Ｍｎ鋼Ａ〜Ｚを５０ｋｇ真空溶解炉を用いて溶製し、インゴットに鋳造した。

表１における鋼Ａ〜Ｔは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｕ〜Ｚは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。

上記の各インゴットを熱間鍛造して、厚さ４０〜６０ｍｍのブロックとし、このブロックをさらに熱間圧延して、厚さ１５ｍｍの板材に仕上げた。

上記の各１５ｍｍの板材は、１１００℃で６０分保持した後水冷して固溶化熱処理を施した。

次いで、表２に示す条件で各鋼の上記固溶化熱処理した板材に時効処理を施した。

各鋼について、上記時効処理した板材の厚さ方向中心部から、圧延方向（以下、「長手方向」という。）に平行部直径が６．０ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、常温の大気中で、降伏強さまではひずみ速度４．２×１０^-4／ｓで、降伏強さ以降はひずみ速度４．２×１０^-3／ｓで引張試験を行い、降伏強さ（０．２％耐力、以下、「ＹＳ」という。）および引張強さ（以下、「ＴＳ」という。）を測定した。

各鋼の時効処理した板材について、マトリックスの金属組織における各構造相の体積率を求めた。すなわち、各板材の厚さ方向中心部から、長手方向に厚さが２ｍｍ、幅が１０ｍｍで長さが１０ｍｍの寸法の試験片を採取し、１２００番エメリー紙まで研磨後、常温の過酸化水素とシュウ酸の混合溶液に浸漬して表面の加工層を除去した。次いで、上記の加工層を除去した試験片に非特許文献２に準拠した方法でＸ線回折測定（Ｃｕ対陰極、管電圧３０ｋＶ、管電流１００ｍＡ）を実施し、マトリックスの金属組織における各構造相の体積率を求めた。

具体的には、ｆｃｃ構造相に関しては（１１１）、（２００）および（２２０）のピーク強度、ｂｃｃ構造相に関しては（１１０）、（２００）および（２１１）のピーク強度、ｈｃｐ構造相に関しては（１００）、（１０１）および（１０２）のピーク強度に基づいて各構造相の体積率を同定した。

また、時効処理した各板材の厚さ方向中心部から、長手方向に直径が１０ｍｍで長さが５０ｍｍの寸法の炭窒化物抽出分析用丸棒試験片を採取して、マトリックス中に炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量を調査した。

具体的には、先ず、上記の試験片を陽極電解（定電流電解）してマトリックスを溶解させ、炭窒化物のみを電解抽出した。電解抽出用の電解液には１０％ＡＡ系電解液（１０体積％アセチルアセトン、１質量％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノール）を用いた。次いで、抽出された残渣を用いてＩＣＰ発光分析を行い、残渣中のＣｒおよびＶの含有量を測定した。最後に、上記のＣｒおよびＶの含有量を、陽極電解によるマトリックス溶解前後での試験片の質量差（つまり、試験片の溶解量）で除して、マトリックス中に炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量（Ｃｒ[p]およびＶ[p]）を求め、これらからＦｎ３の値を算出した。

さらに、各鋼について、時効処理した板材の厚さ方向中心部から、長手方向に平行部直径が２．５ｍｍの丸棒引張試験片を採取した。

上記の丸棒引張試験片を用いて、常温の大気中で、ひずみ速度３×１０^-6／ｓで引張試験を行い、破断伸び（ＥＬ１）を測定した。また、上記の丸棒引張試験片を用いて、常温の８５ＭＰａの高圧水素ガス中で、上記と同じ３×１０^-6／ｓのひずみ速度で引張試験を行い、破断伸び（ＥＬ２）を測定した。

水素の影響は延性の低下に顕著に現れる。このため、大気中での破断伸び（ＥＬ１）と高圧水素ガス中での破断伸び（ＥＬ２）から、下記[4]式を用いて相対破断伸びを算出した。このようにして求めた相対破断伸びの値が５０％以上であれば、水素による脆化が抑制されて良好な耐水素ガス脆化特性を有し、さらに、７０％以上であれば、極めて良好な耐水素ガス脆化特性を有すると判断できる。
（ＥＬ２／ＥＬ１）×１００・・・[4]。

表２に、上記の各調査結果をまとめて示す。

表２における試験番号１〜２０は本発明例である。大気中でのＴＳが１０００ＭＰａを超える高強度の上記試験番号は、いずれも相対破断伸びが６０％を超えており、良好な耐水素ガス脆化特性を有していることが明らかである。なお、上記の本発明例では、いずれもマトリックスの金属組織は、体積率で、ｆｃｃ構造相が１００％であった。

これに対して、試験番号２１〜２９は比較例である。

試験番号２１は、用いた鋼ＵのＭｎ含有量が７．５１％と低く本発明で規定する化学組成条件から外れ、マトリックスの金属組織における体積率が、ｆｃｃ構造相が６５％およびｂｃｃ構造相が３５％で規定を満たさない。このため、試験番号２１は、ＴＳが８８５ＭＰａと１０００ＭＰａ未満であるにも拘わらず耐水素ガス脆化特性に劣っていた。

試験番号２２は、相対破断伸びは８６％と大きく良好な耐水素ガス脆化特性を有している。しかし、この試験番号２２は、用いた鋼ＶのＦｎ１（＝Ｃ＋２Ｎ）が本発明で規定する化学組成条件から外れる０．４２と低く、本発明で規定する化学組成条件から外れている。このため、時効後に十分な量の炭窒化物が析出せず、Ｆｎ３（＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]）が０．８４と低く本発明で規定する条件から外れるので、ＴＳが１０００ＭＰａ未満であった。

試験番号２３および試験番号２４は、相対破断伸びは８８％および８５％と大きく良好な耐水素ガス脆化特性を有している。しかし、それぞれで用いた鋼Ｗおよび鋼ＸのＦｎ２（＝Ｃｒ＋２Ｖ）が０．７４および０．５２と低く、いずれも本発明で規定する化学組成条件から外れている。このため、時効後に十分な量の炭窒化物が析出せず、Ｆｎ３（＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]）がそれぞれ、０．３９および０．２７と低く本発明で規定する条件から外れるので、いずれの試験番号もＴＳが１０００ＭＰａ未満であった。

試験番号２５および試験番号２６は、相対破断伸びは９１％および８７％と大きく良好な耐水素ガス脆化特性を有している。しかし、それぞれで用いた鋼Ｙおよび鋼Ｚの双方ともがＣｒおよびＶを含まないためＦｎ２（＝Ｃｒ＋２Ｖ）がともに０で、いずれも本発明で規定する化学組成条件から外れている。このため、時効後にＣｒ系または／およびＶ系の炭窒化物が析出せず、Ｆｎ３（＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]）はいずれの試験番号も０で本発明で規定する条件から外れるので、ＴＳが１０００ＭＰａ未満であった。

試験番号２７〜２９は、相対破断伸びは８８〜９０％と大きく良好な耐水素ガス脆化特性を有している。上記各試験番号で用いた鋼Ａの化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、時効処理条件に関して、試験番号２７は７００℃での保持時間が０．２５時間と短く、試験番号２８は保持温度が５５０℃と低く、試験番号２９は保持温度が８５０℃と高く、いずれも本発明の製造方法で規定する条件から外れる。このため、時効後に十分な量の炭窒化物が析出せず、Ｆｎ３（＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]）が０．５３〜０．８７と低く本発明で規定する条件から外れるので、いずれの試験番号もＴＳが１０００ＭＰａ未満であった。

本発明によれば、Ｎｉ当量を管理したＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌよりも安価で１０００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高圧水素ガス環境（中でも７０ＭＰａ以上の高圧水素ガス環境）下での機械的特性に優れて良好な耐水素ガス脆化特性を備える高Ｍｎ鋼鋼材を得ることができる。また、本発明の製造方法によって、上記高Ｍｎ鋼鋼材を得ることができる。さらに、上記の高Ｍｎ鋼鋼材からなる、配管、容器、バルブおよび継手は、上記高圧水素ガス環境での耐久性に優れる。

Claims (7)

1. 化学組成が、質量％で、Ｃ：１．２％以下、Ｎ：０．６％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：１０〜６０％、Ｃｒ：０〜２０％、Ｖ：０〜５％、Ｎｉ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｃｏ：０〜５％、Ａｌ：０〜１％、Ｍｏ：０〜３％、Ｗ：０〜６％、Ｎｂ：０〜１．０％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｚｒ：０〜１．０％、Ｈｆ：０〜１．０％、Ｔａ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．５０％、残部がＦｅおよび不純物であり、不純物としてのＰ、ＳおよびＯが、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下およびＯ：０．０２０％以下で、さらに、下記[1]式で表されるＦｎ１が０．５以上、下記[2]式で表されるＦｎ２が２以上であり、
   マトリックスの金属組織が、体積率で、ｆｃｃ構造相：９０〜１００％、ｂｃｃ構造相：０〜１０％およびｈｃｐ構造相：０〜１０％からなり、マトリックス中にＣｒ系炭窒化物およびＶ系炭窒化物の少なくとも一方が析出して、下記[3]式で表されるＦｎ３が１．０以上であり、
   引張強さが１０００ＭＰａ以上である、
   高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。
   Ｆｎ１＝Ｃ＋２Ｎ・・・[1]、
   Ｆｎ２＝Ｃｒ＋２Ｖ・・・[2]
   Ｆｎ３＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]・・・[3]
   但し、[1]式中のＣおよびＮ、ならびに[2]式中のＣｒおよびＶは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。また、[3]式中のＣｒ[p]およびＶ[p]は、それぞれ炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量（質量％）を意味する。
2. 前記化学組成が、質量％で、Ｎｉ：０．１〜５％、Ｃｕ：０．１〜５％およびＣｏ：０．１〜５％から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。
3. 前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．００５〜１％、Ｍｏ：０．１〜３％、Ｗ：０．１〜６％、Ｎｂ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜１．０％、Ｚｒ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％、Ｔａ：０．００１〜１．０％およびＢ：０．０００１〜０．０２０％から選択される１種以上を含有する、請求項１または２に記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。
4. 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％およびＲＥＭ：０．０００１〜０．５０％から選択される１種以上を含有する、請求項１から３までのいずれかに記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。
5. マトリックスの金属組織が、体積率で、ｆｃｃ構造相：１００％である、請求項１から４までのいずれかに記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。
6. 請求項１から４までのいずれかに記載の化学組成である鋼材に、下記の固溶化熱処理および時効処理を順に含むように処理する、請求項１から５までのいずれかに記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材の製造方法。
   固溶化熱処理：１０００〜１２００℃の温度で１０分以上保持した後冷却する、
   時効処理：６００〜８００℃の温度で０．５時間以上保持する。
7. 請求項１から５までのいずれかに記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材からなる、高圧水素ガス用の、配管、容器、バルブおよび継手。