(57)【要約】      （修正有）【課題】高圧水素ガス環境下での耐久比に基づく寿命設計が可能で、高強度を有し、高圧水素ガス環境下での耐疲労特性に優れるとともに良好な耐水素ガス脆化特性を備える高圧水素容器用低合金鋼材の提供。【解決手段】質量％で、C：0.20〜0.60％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.35〜3.0％、P≦0.025％、S≦0.010％、Al：0.005〜0.10％、B：0.0003〜0.01％、Ti：0〜0.5％、Zr：0〜1.0％、Hf：0〜2.0％、O≦0.005％、N≦0.008％で0.008≦Ti＋0.5Zr＋0.25Hf≦0.05及び0.0003≦B−（11／14）N＋（11／48）Ti＋（11／91）Zr＋（11／178）Hfを満たし、必要に応じて特定量のCr、Mo、V、W、Nb、Ta、Ni、Cu、Co、Ca、Mg及びREMから選ばれる1種以上を含有する高圧水素用低合金鋼材。【選択図】図１
2018012856.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．２０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．３５〜３．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｂ：０．０００３〜０．０１％、
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｚｒ：０〜１．０％、
Ｈｆ：０〜２．０％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００８％以下
Ｃｒ：０〜５．０％、
Ｍｏ：０〜１．５％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｗ：０〜３．０％、
Ｎｂ：０〜０．１％、
Ｔａ：０〜０．２％、
Ｎｉ：０〜５．０％、
Ｃｕ：０〜３．０％、
Ｃｏ：０〜３．０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
下記の式[1]で表されるＦｎ１が０．００８〜０．０５、および、
下記の式[2]で表されるＦｎ２が、０．０００３以上である、
化学組成を有し、
粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数が断面観察で１０個／１００ｍｍ2以下であり、
耐久比が０．４５以上である、
高圧水素用低合金鋼材。
Ｆｎ１＝Ｔｉ＋０．５Ｚｒ＋０．２５Ｈｆ・・・[1]
Ｆｎ２＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／９１）Ｚｒ＋（１１／１７８）Ｈｆ・・・[2]
ただし、上記式中のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＢおよびＮは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味し、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、含有されない場合はゼロとする。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜５．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．５％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜３．０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔａ：０．００１〜０．２％、
Ｎｉ：０．１〜５．０％、
Ｃｕ：０．１〜３．０％、
Ｃｏ：０．１〜３．０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、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に記載の高圧水素用低合金鋼材。
【請求項３】
旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ粒度番号９．０以上である、
請求項１または２に記載の高圧水素用低合金鋼材。
【請求項４】
請求項１から３までのいずれかに記載の高圧水素用低合金鋼材からなる、
高圧水素用低合金鋼管。
【請求項５】
請求項４に記載の高圧水素用低合金鋼管からなり、
引張強さが８５０ＭＰａ以上である、
高圧水素用容器。
【請求項６】
請求項５に記載の高圧水素用容器を製造する方法であって、
前記高圧水素用低合金鋼管を所定の形状に成形加工した後、８８０〜９５０℃に加熱・保持してから、８００〜５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として焼入れし、次いで、焼戻しする、
高圧水素用容器の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低合金鋼材、低合金鋼管および容器、ならびにその容器の製造方法に関する。詳しくは、本発明は、高圧水素環境下での特性に優れる高圧水素用の、低合金鋼材、低合金鋼管および容器、ならびにその容器の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、水素を燃料として走行する燃料電池自動車の開発および燃料電池自動車に水素を供給する水素ステーションの実用化研究が進められている。低合金鋼はこれまで主として水素ステーションに設置される水素を貯蔵する蓄圧器（以下、後述の「タンク」と纏めて「容器」ともいう。）に用いられている。従来の４５ＭＰａ級の水素ステーションには主としてＣｒおよびＭｏを含有するＪＩＳ  ＳＣＭ４３５鋼が用いられ、特に、大型厚肉容器には、ＣｒとＭｏに加えて１．６〜２．０質量％のＮｉも含有するＳＮＣＭ４３９鋼が一般に用いられている。
【０００３】
高圧水素ガス環境において優れた機械的特性や耐疲労特性を有する低合金鋼として、特許文献１には、０．１０〜０．２０質量％のＣに加え、Ｃｒ、ＭｏおよびＶを含有する引張強さが９００〜９５０ＭＰａの低合金鋼が開示されている。特許文献２には、特許文献１に開示された低合金鋼にさらにＮｉを含有させた引張強さが９００〜９５０ＭＰａの低合金鋼が開示されている。特許文献３には、０．１５〜０．６０質量％のＣに加え、ＭｏとＶを含有する引張強さが９００ＭＰａ以上の低合金鋼が開示されている。特許文献４には、０．０５〜０．１２質量％のＣを含有する、また、特許文献５には、０．０５〜０．１５質量％のＣを含有する、ベイナイト組織を主体とした低合金鋼材が開示されている。特許文献６には、特定量のＭｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶを含有し引張強さが９００ＭＰａ以上である、厚さが１２ｍｍを超える厚肉容器にも好適な低合金鋼が開示されている。特許文献７には、Ｍｎ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶ等を含有する、高圧水素環境中での耐疲労き裂進展特性に優れる鋼材が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００９−４６７３７号公報
【特許文献２】特開２００９−２７５２４９号公報
【特許文献３】特開２００９−７４１２２号公報
【特許文献４】特開２０１２−１０７３３２号公報
【特許文献５】特開２０１２−１０７３３３号公報
【特許文献６】特開２０１４−１７３１６０号公報
【特許文献７】国際公開第２０１４／１５６１８７号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
商用化が進められている燃料電池自動車としては、ガソリン車と同等の航続距離を確保するために、例えば、これまでの４５ＭＰａよりも高圧である７０ＭＰａの水素を充填可能なタンクを搭載した自動車（以下、「７０ＭＰａ級燃料電池自動車」という。）が要求される。そして、７０ＭＰａ級燃料電池自動車に水素を供給する水素ステーションには、上記水素タンクよりも高圧の水素を貯蔵可能なことが要求される。
【０００６】
ところで、高圧容器は以下の４タイプに分類される。
・Ｔｙｐｅ  Ｉ：金属容器
・Ｔｙｐｅ  ＩＩ：金属ライナー・フープ巻き容器
・Ｔｙｐｅ  ＩＩＩ：金属ライナー・全周巻き容器
・Ｔｙｐｅ  ＩＶ：非金属ライナー・全周巻き容器
【０００７】
７０ＭＰａ級燃料電池自動車およびそれに対応するために水素ステーションに設置される容器には、強度および高圧水素ガスによる脆化（以下「水素ガス脆化」という。）に対する耐久性の観点から、Ｔｙｐｅ  ＩＩＩの複合容器であって内面の金属ライナーを炭素繊維で強化したもの、またはＴｙｐｅ  ＩＶの複合容器であって内面のプラスチックライナーを炭素繊維で強化したもの、が使用されている。なお、上記Ｔｙｐｅ  ＩＩＩの複合容器の内面金属ライナーには、オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３１６系）またはアルミニウム合金が使用される。
【０００８】
しかし、Ｔｙｐｅ  ＩＩＩおよびＴｙｐｅ  ＩＶの複合容器は非常に高価である。このため、７０ＭＰａ級の高圧水素用容器として、上記複合容器と比較して安価なＴｙｐｅ  Ｉの金属容器であって、特に低合金鋼からなるものが望まれている。
【０００９】
耐水素ガス脆化特性に優れた低合金鋼、低合金鋼材およびこのような低合金鋼製の容器は、特許文献１〜７に開示されている。特に、特許文献６に開示されているような厚肉の容器では、焼入れ性の向上に有効であるＢ（ボロン）を微量含有させた鋼を用いるのが有効である。ただし、これらの低合金鋼製容器を水素ステーションおよび燃料電池自動車に適用する際には、疲労寿命に基づいた寿命設計を行う必要があるため、良好かつ安定した耐疲労特性が求められる。
【００１０】
通常の大気中の疲労試験では、個々の材料は、固有の疲労限度（無限の疲労寿命を示す応力（すなわち、疲労破壊を起こさない応力）の上限値。通常、繰返し応力の最大応力と最小応力との差の１／２である「応力振幅」で表される。）を有する。疲労試験における「疲労限度」および「応力振幅」にはそれぞれ、「σW」および「σa」の記号が用いられる。多くの場合、上記の疲労限度（σW）を材料の引張強さ（σB）で除した商である「耐久比」に基づいて使用応力条件が設定される。
【００１１】
低合金鋼の場合、耐久比（σW／σB）は、通常は０．４〜０．５程度である。一方、後述のように、本発明者らの詳細な検討によって、高圧水素ガス環境下では、耐久比以下の応力条件でも疲労寿命が極端に低下する場合のあることが初めて明らかになった。このため、高圧水素ガス環境下で低合金鋼を用いる場合、耐久比に基づく寿命設計が極めて難しかった。
【００１２】
本発明は、高圧水素ガス環境下での耐久比に基づく寿命設計が可能であり、引張強さで８５０ＭＰａ以上の高い強度と０．４５以上の耐久比を有し、高圧水素ガス環境下での耐疲労特性に優れるとともに良好な耐水素ガス脆化特性を備える高圧水素用容器、該容器の素材として用いるのに好適な高圧水素用低合金鋼材および高圧水素用低合金鋼管、ならびに該容器の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明は、上記の課題を解決するために完成されたものであり、その要旨は、下記に示すいずれも高圧水素用の、低合金鋼材、低合金鋼管および容器、ならびにその容器の製造方法にある。
【００１４】
（１）質量％で、
Ｃ：０．２０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．３５〜３．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｂ：０．０００３〜０．０１％、
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｚｒ：０〜１．０％、
Ｈｆ：０〜２．０％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００８％以下
Ｃｒ：０〜５．０％、
Ｍｏ：０〜１．５％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｗ：０〜３．０％、
Ｎｂ：０〜０．１％、
Ｔａ：０〜０．２％、
Ｎｉ：０〜５．０％、
Ｃｕ：０〜３．０％、
Ｃｏ：０〜３．０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
下記の式[1]で表されるＦｎ１が０．００８〜０．０５、および、
下記の式[2]で表されるＦｎ２が、０．０００３以上である、
化学組成を有し、
粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数が断面観察で１０個／１００ｍｍ2以下であり、
耐久比が０．４５以上である、
高圧水素用低合金鋼材。
Ｆｎ１＝Ｔｉ＋０．５Ｚｒ＋０．２５Ｈｆ・・・[1]
Ｆｎ２＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／９１）Ｚｒ＋（１１／１７８）Ｈｆ・・・[2]
ただし、上記式中のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＢおよびＮは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味し、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、含有されない場合はゼロとする。
【００１５】
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜５．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．５％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜３．０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔａ：０．００１〜０．２％、
Ｎｉ：０．１〜５．０％、
Ｃｕ：０．１〜３．０％、
Ｃｏ：０．１〜３．０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、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）に記載の高圧水素用低合金鋼材。
【００１６】
（３）旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ粒度番号９．０以上である、
上記（１）または（２）に記載の高圧水素用低合金鋼材。
【００１７】
（４）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の高圧水素用低合金鋼材からなる、
高圧水素用低合金鋼管。
【００１８】
（５）上記（４）に記載の高圧水素用低合金鋼管からなり、
引張強さが８５０ＭＰａ以上である、
高圧水素用容器。
【００１９】
（６）上記（５）に記載の高圧水素用容器を製造する方法であって、
前記高圧水素用低合金鋼管を所定の形状に成形加工した後、８８０〜９５０℃に加熱・保持してから、８００〜５００℃の温度域における平均冷却速度を２℃／秒以上として焼入れし、次いで、焼戻しする、
高圧水素用容器の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、高圧水素ガス環境下での耐久比に基づく寿命設計が可能であり、引張強さで８５０ＭＰａ以上の高い強度を有し、高圧水素ガス環境下での耐疲労特性に優れるとともに良好な耐水素ガス脆化特性を備える高圧水素用容器、該容器の素材として用いるのに好適な高圧水素用低合金鋼材および高圧水素用低合金鋼管を得ることができる。また、本発明の方法によれば、このような高圧水素用容器を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】実施例に記載の鋼Ａおよび鋼Ｗを用いて、常温大気中での疲労試験および常温９０ＭＰａの高圧水素ガス中での疲労試験を行い、横軸に疲労寿命（単位：回）を、縦軸に応力振幅（σa）（単位：ＭＰａ）と引張強さ（σB）（単位：ＭＰａ）との比「σa／σB」をとって、高圧水素ガス環境下、耐久比（σW／σB）となる応力条件で疲労寿命が極端に低下する例を示す図である。なお、鋼Ａのデータが白丸印と白三角印であり、鋼Ｗのデータが黒三角印である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明者らは、種々の低合金鋼材を用いて、応力振幅（σa）を種々に変化させて引張強さ（σB）との比である「σa／σB」が、常温において、大気中および高圧水素ガス環境下で疲労寿命（疲労破壊を生じるまでの応力の繰返しの回数で、「Ｎf」の記号が用いられる。）に及ぼす影響について検討した。その結果、高圧水素ガス環境下では、耐久比（σW／σB）以下の応力条件でも疲労寿命（Ｎf）が極端に低下する場合のあることが明らかになった。
【００２３】
図１に、高圧水素ガス環境下、耐久比（σW／σB）となる応力条件で疲労寿命（Ｎf）が極端に低下する場合の一例を示す。図１において、白丸印の「大気中」および白三角印の「水素中」のプロットは、後述の実施例中の鋼Ａを用いた試験番号１の詳細データであり、また、黒三角印の「水素中（介在物）」のプロットは、実施例中の鋼Ｗを用いた試験番号２３のデータである（実施例の表１および表２参照。）。
【００２４】
図１において、横軸は疲労寿命（Ｎf）（単位：回）で、縦軸は応力振幅（σa）（単位：ＭＰａ）と引張強さ（σB）（単位：ＭＰａ）との比「σa／σB」である。
【００２５】
白丸印で示すように、大気中の疲労試験では、横軸の疲労寿命（Ｎf）は縦軸の「σa／σB」に応じて変化するが、所定の「σa／σB」以下では疲労破壊が起こらなくなり、無限の疲労寿命（以下、「無限寿命」という。）となる。図１の例では、１０7回で試験を中断しており、１０7回耐久した条件を「無限寿命」と解釈した。そして、無限寿命となる応力振幅（σa）の上限値が疲労限度（σW）で、その（σW）と引張強さ（σB）との比「σW／σB」が耐久比になる。低合金鋼の耐久比は、通常は０．４〜０．５程度の値となり、図１の場合は、０．５である。
【００２６】
一方、白三角印で示すように、高圧水素ガス中の疲労試験では、応力振幅（σa）が疲労限度（σW）より大きい応力条件では、水素の影響により、大気中での疲労試験に比べて、疲労寿命（Ｎf）は低下する。ただし、耐久比に及ぼす水素の影響はほとんど無く、図１の場合では、大気中と同様に耐久比は０．５となる。従って、高圧水素ガス環境下においても、耐久比以下の応力条件で部材の設計を行えば、大気中と同様の寿命設計が可能なはずである。しかし、黒三角印で示すように、高圧水素ガス中の疲労試験では、耐久比以下の応力条件でも、極端な短寿命で疲労破壊が起こることがある。
【００２７】
本発明者らは、図１中の黒三角印で示すような、低合金鋼の高圧水素ガス環境における耐久比以下の応力条件での疲労寿命（Ｎf）の低下の原因について調査した。その結果、炭窒化物系介在物を起点とした疲労破壊による現象であることが明らかになった。
【００２８】
そこでさらに、詳細な調査を行った結果、次の重要な知見が得られた。
【００２９】
耐久比以下の応力条件で疲労破壊の起点として作用し、疲労寿命（Ｎf）の大きな低下の原因となる炭窒化物系介在物はその粒径が１０μｍ以上である。しかし、粒径が１０μｍ以上の粗大な炭窒化物系介在物の個数が、断面観察で１０個／１００ｍｍ2以下であれば、図１中の黒三角印の場合のような、疲労寿命のイレギュラーな低下が生じないので、良好な疲労寿命を確保できる。上記介在物の「粒径」とは、各介在物の最長となる寸法を長径ａ（μｍ）、その長径に対して垂直な方向を幅とし、その幅の最長値を短径ｂ（μｍ）とした場合に、（ａ×ｂ）0.5の値を指す。
【００３０】
なお、軸受鋼等で問題となる高サイクル条件下では、介在物を起点とした疲労破壊が起こることは広く知られている。しかし、高圧水素用材料としての使用を想定した低サイクル条件下の場合、大気中では上記のような介在物起点の疲労破壊は起こらない。従って、上記の粗大な炭窒化物系介在物を起点とした疲労破壊は、高圧水素ガス環境下において特有の現象であり、介在物周囲にトラップされた水素の影響と、介在物自身の大きさ（応力集中）が重畳した破壊現象と考えられる。通常の鋼の場合には、粗大な炭窒化物系介在物が生成することは少ない。しかし、焼入れ性向上のためＢを含有させる鋼の場合には、Ｂ窒化物（ＢＮ）の生成を抑制し固溶Ｂを確保するために窒化物生成能の強いＴｉ、ＺｒやＨｆを含有させる必要があり、このＴｉ、ＺｒやＨｆが粗大な炭窒化物系介在物（以下、「Ｔｉ−Ｚｒ−Ｈｆの炭窒化物系介在物」ということがある。）を形成する。
【００３１】
また、耐久比（σW／σB）を、換言すれば、疲労限度（σW）を極力大きくすることによって、より高応力の条件で部材が使用できるメリットが生まれる。耐久比には基地組織の均質性が強く影響する。この観点から、高圧水素用材料の場合にも、旧オーステナイト結晶粒の微細化が耐久比の向上に有効であって、望ましい旧オーステナイト結晶粒はＡＳＴＭ粒度番号で９．０番以上であることが判明した。さらに、焼入れ−焼戻し処理による製造の場合には、マルテンサイト相の分率（以下、単に「マルテンサイト率」という。）が高いほど均質組織となり、耐久比が向上するので、８０％以上のマルテンサイト率を確保することが望ましいことも確認できた。
【００３２】
本発明は、上記の内容に基づいて完成されたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００３３】
１．化学組成：
本発明に係る高圧水素用低合金鋼材、高圧水素用低合金鋼管および高圧水素用容器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。
【００３４】
Ｃ：０．２０〜０．６０％
Ｃは、鋼の焼入れ性を高めるのに有効な元素であり、０．２０％以上含有させる必要がある。一方、０．６０％を超えて過剰にＣを含有させてもその効果は飽和し、また。焼入れ時の焼割れの危険性が増す。このため、Ｃの含有量は０．２０〜０．６０％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましい下限は０．３０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５０％であり、より好ましい上限は０．４０％である。
【００３５】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素である。脱酸効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、軟質相であるフェライト相の析出を促進して、靱性等の機械的特性を低下させる。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０．１０％であり、より好ましい下限は０．１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましい上限は０．６０％である。
【００３６】
Ｍｎ：０．３５〜３．０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るには、少なくとも０．３５％のＭｎを含有させる必要がある。一方、３．０％を超えてＭｎを含有させてもその効果は飽和する。このため、Ｍｎの含有量は０．３５〜３．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、より好ましい下限は０．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．０％であり、より好ましい上限は１．５％である。
【００３７】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析し、靱性および耐水素ガス脆化特性を低下させる。このため、Ｐ含有量は０．０２５％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。
【００３８】
Ｓ：０．０１％以下
ＳもＰと同様に粒界に偏析し、靱性および耐水素ガス脆化特性を低下させる。さらに、Ｓは、硫化物系介在物を生成し、高圧水素ガス環境における疲労寿命を低下させる。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする必要がある。Ｓ含有量はできるだけ少ないことが好ましく、含有量の上限は望ましくは０．００５％、さらに望ましくは０．００３％である。
【００３９】
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素である。その効果は、Ａｌの含有量が０．００５％未満では得られない。一方、０．１０％を超えてＡｌを含有させてもその効果は飽和する。このため、Ａｌの含有量は０．００５〜０．１０％とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましい下限は０．０２％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０７％であり、より好ましい上限は０．０５％である。なお、本発明のＡｌ含有量とは、酸可溶Ａｌ（「Ｓｏｌ．Ａｌ」）での含有量を指す。
【００４０】
Ｂ：０．０００３〜０．０１％
Ｂは、微量の含有で鋼の焼入れ性を高め、マルテンサイト率を高めて大気中および水素中の耐久比を向上させるのに有効な元素であって、焼入性を確保するために、０．０００３％以上含有させる必要がある。一方、０．０１％を超える量のＢを含有させても上記の効果が飽和する。このため、Ｂ含有量は０．０００３〜０．０１％とする。ただし、Ｂの含有量は、十分な焼入性を確保するために、焼入れ性に有効に働く固溶Ｂの指標となる前記の式[2]で表されるＦｎ２が０．０００３以上も満たす量でなければならない。
【００４１】
Ｔｉ：０〜０．５％
Ｔｉは、ＺｒおよびＨｆと同様に、炭窒化物生成能が強い元素の１つであり、鋼中のＮ（窒素）およびＣと結びついて、炭窒化物を形成する。Ｔｉ、ＺｒやＨｆの次に窒化物生成能が強い元素はＢであるため、固溶Ｎが残っている場合には、Ｂが窒化物（ＢＮ）を形成し、焼入れに有効に働く固溶Ｂ量が減少してしまう。従って、ＢＮの形成を防止するために、Ｔｉを含有させるが、０．５％を超える量のＴｉを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く。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．５％とする。なお、Ｔｉの含有量は、Ｂの焼入れ性向上効果を十分確保させるために、前記の式[1]および式[2]で表されるＦｎ１およびＦｎ２がそれぞれ、０．００８以上および０．０００３以上も満たす量でなければならない。さらに、Ｔｉの含有量は、高圧水素ガス環境下での疲労破壊の起点となる粗大な炭窒化物系介在物の多量の生成を抑止するために、前記の式[1]で表されるＦｎ１が０．０５以下も満たす量でなければならない。
【００４２】
Ｚｒ：０〜１．０％
Ｚｒは、ＴｉおよびＨｆと同様に、炭窒化物生成能が強い元素の１つであり、鋼中のＮおよびＣと結びついて、炭窒化物を形成する。Ｔｉ、ＺｒやＨｆの次に窒化物生成能が強い元素はＢであるため、固溶Ｎが残っている場合には、Ｂが窒化物（ＢＮ）を形成し、焼入れに有効に働く固溶Ｂ量が減少してしまう。従って、ＢＮの形成を防止するために、Ｚｒを含有させるが、１．０％を超える量のＺｒを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く。このため、Ｚｒ含有量の上限を１．０％とする。なお、Ｚｒの含有量は、Ｂの焼入れ性向上効果を十分確保させるために、前記の式[1]および式[2]で表されるＦｎ１およびＦｎ２がそれぞれ、０．００８以上および０．０００３以上も満たす量でなければならない。さらに、Ｚｒの含有量は、高圧水素ガス環境下での疲労破壊の起点となる粗大な炭窒化物系介在物の多量の生成を抑止するために、前記の式[1]で表されるＦｎ１が０．０５以下も満たす量でなければならない。
【００４３】
Ｈｆ：０〜２．０％
Ｈｆも、ＴｉおよびＺｒと同様に、炭窒化物生成能が強い元素の１つであり、鋼中のＮおよびＣと結びついて、炭窒化物を形成する。Ｔｉ、ＺｒやＨｆの次に窒化物生成能が強い元素はＢであるため、固溶Ｎが残っている場合には、Ｂが窒化物（ＢＮ）を形成し、焼入れに有効に働く固溶Ｂ量が減少してしまう。従って、ＢＮの形成を防止するために、Ｈｆを含有させるが、２．０％を超える量のＨｆを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く。このため、Ｈｆ含有量の上限を１．０％とする。なお、Ｈｆの含有量は、Ｂの焼入れ性向上効果を十分確保させるために、前記の式[1]および式[2]で表されるＦｎ１およびＦｎ２がそれぞれ、０．００８以上および０．０００３以上も満たす量でなければならない。さらに、Ｈｆの含有量は、高圧水素ガス環境下での疲労破壊の起点となる粗大な炭窒化物系介在物の多量の生成を抑止するために、前記の式[1]で表されるＦｎ１が０．０５以下も満たす量でなければならない。
【００４４】
上記のＴｉ、ＺｒおよびＨｆは、前記の式[1]で表されるＦｎ１が、０．００８〜０．０５を満たし、かつ、前記の式[2]で表されるＦｎ２が、０．０００３以上を満たせば、２種以上を複合して含有させる必要はなく、単独で含有させても良い。
【００４５】
Ｏ（酸素）：０．００５％以下
Ｏは、不純物として鋼中に存在し、含有量が０．００５％を超えると粗大な酸化物を形成して、靱性等の機械的特性および高圧水素ガス環境における疲労寿命を低下させる。このため、Ｏ含有量は０．００５％以下とする。Ｏ含有量はできるだけ少ないことが好ましく、含有量の上限は望ましくは０．００４％、さらに望ましくは０．００３％である。
【００４６】
Ｎ（窒素）：０．００８％以下
Ｎは不純物として鋼中に存在し、含有量が０．００８％を超えると粗大な窒化物を形成して、靱性等の機械的特性および高圧水素ガス環境における疲労寿命を低下させる。さらに、多量のＮは、ＢＮを形成し、Ｂの焼入れ性向上効果を低下させてしまう。このため、Ｎ含有量は０．００８％以下とする。Ｎ含有量はできるだけ低い方が好ましく、含有量の上限は望ましくは０．００６％、さらに望ましくは０．００５％である。
【００４７】
Ｃｒ：０〜５．０％
Ｃｒは、焼入れ時に未固溶の微細な炭化物を生成し、結晶粒を微細化させて高圧水素ガス中の耐久比（換言すれば、疲労限度）を向上させる作用を有する。また、Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる作用も有する。このため、必要に応じてＣｒを含有させてもよい。しかし、５．０％を超える量のＣｒを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く。従って、含有させる場合のＣｒ含有量の上限を５．０％とする。Ｃｒ含有量の上限は、３．０％であることが好ましく、１．２％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｃｒ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．３％であることがさらに好ましい。
【００４８】
Ｍｏ：０〜１．５％
Ｍｏは、焼入れ時に未固溶の微細な炭化物を生成し、結晶粒を微細化させて高圧水素ガス中の耐久比を向上させる作用を有する。また、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる作用も有する。このため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかし、１．５％を超える量のＭｏを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く。従って、含有させる場合のＭｏ含有量の上限を１．５％とする。Ｍｏ含有量の上限は、１．０％であることが好ましく、０．８％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｍｏ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．２％であることがさらに好ましい。
【００４９】
Ｖ：０〜１．０％
Ｖは、焼入れ時に未固溶の微細な炭化物を生成し、結晶粒を微細化させて高圧水素ガス中の耐久比を向上させる作用を有する。また、Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させる作用も有する。このため、必要に応じてＶを含有させてもよい。しかし、１．０％を超える量のＶを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く。従って、含有させる場合のＶ含有量の上限を１．０％とする。Ｖ含有量の上限は、０．７％であることが好ましく、０．５％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｖ含有量の下限は、０．０１％であることが好ましく、０．０３％であることがさらに好ましい。
【００５０】
Ｗ：０〜３．０％
Ｗは、焼入れ時に未固溶の微細な炭化物を生成し、結晶粒を微細化させて高圧水素ガス中の耐久比を向上させる作用を有する。また、Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させる作用も有する。このため、必要に応じてＷを含有させてもよい。しかし、３．０％を超える量のＶを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く。従って、含有させる場合のＷ含有量の上限を３．０％とする。Ｗ含有量の上限は、２．０％であることが好ましく、１．５％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｗ含有量の下限は、０．０１％であることが好ましく、０．１％であることがさらに好ましい。
【００５１】
上記のＣｒ、Ｍｏ、ＶおよびＷから選ばれる２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、５．０％以下であることが好ましい。
【００５２】
Ｎｂ：０〜０．１％
Ｎｂは、焼入れ時に未固溶の微細な炭化物を生成し、結晶粒を微細化させ、高圧水素ガス中の耐久比を向上させる作用を有する。また、ＮｂはＴｉ、ＺｒやＨｆと結び付き、炭窒化物を形成するのでＮの固定に有効であり、Ｂの焼入れ性向上作用に寄与する。このため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかし、０．１％を超える量のＮｂを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く。従って、含有させる場合のＮｂ含有量の上限を０．１％とする。Ｎｂ含有量の上限は、０．０８％であることが好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｎｂ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましく、０．００５％であることがさらに好ましい。
【００５３】
Ｔａ：０〜０．２％
Ｔａは、焼入れ時に未固溶の微細な炭化物を生成し、結晶粒を微細化させ、高圧水素ガス中の耐久比を向上させる作用を有する。また、ＴａはＴｉ、ＺｒやＨｆと結び付き、炭窒化物を形成するのでＮの固定に有効であり、Ｂの焼入れ性向上作用に寄与する。このため、必要に応じてＴａを含有させてもよい。しかし、０．２％を超える量のＴａを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く。従って、含有させる場合のＴａ含有量の上限を０．２％とする。Ｔａ含有量の上限は、０．１％であることが好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｔａ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましく、０．００５％であることがさらに好ましい。
【００５４】
上記のＮｂおよびＴａを複合して含有させる場合の合計量は、０．２％以下であることが好ましい。
【００５５】
Ｎｉ：０〜５．０％
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。このため、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。しかし、Ｎｉの含有量が５．０％を超えると、製造コストが大きく嵩む。このため、含有させる場合のＮｉ含有量の上限を５．０％とする。Ｎｉ含有量の上限は、３．０％であることが好ましく、１．０％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｎｉ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．３％であることがさらに好ましい。
【００５６】
Ｃｕ：０〜３．０％
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。このため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。しかし、Ｃｕの含有量が３．０％を超えると、製熱間加工性が低下する。このため、含有させる場合のＣｕ含有量の上限を３．０％とする。Ｃｕ含有量の上限は、２．０％であることが好ましく、１．０％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｃｕ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．３％であることがさらに好ましい。
【００５７】
Ｃｏ：０〜３．０％
Ｃｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。このため、必要に応じてＣｏを含有させてもよい。しかし、Ｃｏの含有量が３．０％を超えると、製造コストが大きく嵩む。このため、含有させる場合のＣｏ含有量の上限を３．０％とする。Ｃｏ含有量の上限は、２．０％であることが好ましく、１．０％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｃｏ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．３％であることがさらに好ましい。
【００５８】
上記のＮｉ、ＣｕおよびＣｏから選ばれる２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、５．０％以下であることが好ましい。
【００５９】
Ｃａ：０〜０．０１％
Ｃａは、鋼中のＳと結合して硫化物を形成し、介在物の形状を改善して靱性等の機械的特性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかし、Ｃａを０．０１％を超えて含有させてもこうした効果が飽和する。このため、含有させる場合のＣａ含有量の上限を０．０１％とする。Ｃａ含有量の上限は、０．００５％であることが好ましく、０．００３％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｃａ含有量の下限は、０．０００１％であることが好ましく、０．０００３％であることがさらに好ましい。
【００６０】
Ｍｇ：０〜０．０１％
Ｍｇは、鋼中のＳと結合して硫化物を形成し、介在物の形状を改善して靱性等の機械的特性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じてＭｇを含有させてもよい。しかし、Ｍｇを０．０１％を超えて含有させてもこうした効果が飽和する。このため、含有させる場合のＭｇ含有量の上限を０．０１％とする。Ｍｇ含有量の上限は、０．００５％であることが好ましく、０．００３％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｍｇ含有量の下限は、０．０００１％であることが好ましく、０．０００３％であることがさらに好ましい。
【００６１】
ＲＥＭ：０〜０．５０％
ＲＥＭは、鋼中のＳと結合して硫化物を形成し、介在物の形状を改善して靱性等の機械的特性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じてＲＥＭを含有させてもよい。しかし、ＲＥＭを０．５０％を超えて含有させてもこうした効果が飽和する。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、０．４０％であることが好ましく、０．３０％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、ＲＥＭ含有量の下限は、０．０００１％であることが好ましく、０．０００５％であることがさらに好ましい。
【００６２】
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。
【００６３】
上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭから選ばれる２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、０．５０％以下であることが好ましい。
【００６４】
本発明に係る高圧水素用低合金鋼材、高圧水素用低合金鋼管および高圧水素用容器は、上述の各元素と、残部がＦｅおよび不純物であり、かつ、前記の式[1]で表されるＦｎ１が０．００８〜０．０５、および、前記の式[2]で表されるＦｎ２が０．０００３以上である、化学組成を有する。
【００６５】
ここで「不純物」とは、鉄鋼材料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。
【００６６】
Ｆｎ１：０．００８以上で０．０５以下
本発明に係る高圧水素用低合金鋼材、高圧水素用低合金鋼管および高圧水素用容器は、下記の式[1]で表されるＦｎ１が０．００８以上で０．０５以下であるものである。
Ｆｎ１＝Ｔｉ＋０．５Ｚｒ＋０．２５Ｈｆ・・・[1]
ただし、式[1]中のＴｉ、ＺｒおよびＨｆは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味し、含有されない場合はゼロとする。
【００６７】
Ｆｎ１が０．００８未満の場合には、鋼中に固溶Ｎが残って、Ｂが窒化物（ＢＮ）を形成し、焼入れに有効に働く固溶Ｂ量が減少して、Ｂの焼入れ性向上効果が十分に得られないことがある。一方、Ｆｎ１で０．０５を超える量のＴｉ、ＺｒおよびＨｆを含有させても、Ｂの焼入れ性向上効果が飽和するし、高圧水素ガス環境下での疲労破壊の起点となる粗大なＴｉ−Ｚｒ−Ｈｆの炭窒化物系介在物の多量の生成を招くため、耐疲労特性が低下する。Ｆｎ１の好ましい下限は０．０１であり、より好ましい下限は０．０１２である。Ｆｎ１の好ましい上限は０．０３であり、より好ましい上限は０．０２である。
【００６８】
Ｆｎ２：０．０００３以上
本発明に係る高圧水素用低合金鋼材、高圧水素用低合金鋼管および高圧水素用容器は、下記の式[2]で表されるＦｎ２が０．０００３以上であるものである。
Ｆｎ２＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／９１）Ｚｒ＋（１１／１７８）Ｈｆ・・・[2]
ただし、式[2]中のＢ、Ｎ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味し、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、含有されない場合はゼロとする。
【００６９】
Ｆｎ２は、十分な焼入性を確保するための、焼入れ性に有効に働く固溶Ｂの指標であり、この値が０．０００３以上の場合に、上記Ｆｎ１と相俟って良好な焼入れ性を具備できる。Ｆｎ２の好ましい下限は０．０００５であり、より好ましい下限は０．００１である。Ｆｎ２の好ましい上限は０．００２である。
【００７０】
２．介在物：
高圧水素ガス中の疲労寿命には、炭窒化物系介在物が強く影響する。特に、耐久比以下の応力条件で、粒径が１０μｍ以上である炭窒化物系介在物は、疲労破壊の起点として作用し、高圧水素ガス環境における疲労寿命の大きな低下の原因となる。しかし、粒径が１０μｍ以上の粗大な炭窒化物系介在物の個数が、断面観察で１０個／１００ｍｍ2以下であれば、疲労寿命のイレギュラーな低下が生じない。このため、本発明に係る高圧水素用低合金鋼材、高圧水素用低合金鋼管および高圧水素用容器は、粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数を断面観察で１０個／１００ｍｍ2以下とする。粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数は断面観察で、８個／１００ｍｍ2以下であることが好ましく、５個／１００ｍｍ2以下であればより好ましい。
【００７１】
なお、上記の炭窒化物系介在物の「粒径」とは、各介在物の最長となる寸法を長径ａ（μｍ）、その長径に対して垂直な方向を幅とし、その幅の最長値を短径ｂ（μｍ）とした場合に、（ａ×ｂ）0.5の値を指す。
【００７２】
上記粒径が１０μｍ以上である炭窒化物系介在物の個数条件は、疲労破壊が問題となる高応力が負荷される部位で満足すれば良いが、より安全側で評価をする場合は、該介在物が粗大化し易い、インゴットまたは連続鋳造された鋳片の、最終凝固位置に対応する部位（例えば、厚板素材の板厚の中央部、継目無鋼管の内面近傍等）で介在物の計測を行えば良い。一方、上記介在物個数を過度に低減することは製鋼コストの上昇につながる。よって、製鋼コストの上昇を抑えるため、粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数は、断面観察で３個／１００ｍｍ2以上であっても良い。
【００７３】
粗大な炭窒化物系介在物の低減には、Ｎの含有量を低減することも有効である。さらに、溶鋼の冷却過程で該介在物は凝集・粗大化するため、溶鋼の冷却速度を速くすることも有効である。望ましくは、１５００〜１０００℃の温度域における平均冷却速度を５０℃／分以上とするのが良い。また、これ以外にも製鋼時に粗大介在物を浮揚除去する種々の製鋼方法、例えば、タンディッシュヒーター等の活用も有効である。
【００７４】
炭窒化物系介在物の同定には、光学顕微鏡で観察された粒径１０μｍ以上の非金属介在物を走査型電子顕微鏡（以下、「ＳＥＭ」という。）観察時に、付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置にて、軽元素（Ｓ、Ｏ、Ｎ、ＢおよびＣ）以外のＦｅを含む各金属元素の含有量（質量比）を求めれば良い。本発明では、この方法で、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａを合計で８０質量％以上含有する介在物を炭窒化物系介在物として同定した。
【００７５】
３．耐久比：
低合金鋼を高圧水素ガス環境下で用いた場合に、疲労寿命のイレギュラーな低下が生じなければ、耐久比が高いほど、使用応力条件の設定を安定かつ確実に行うことができる。従って、本発明に係る高圧水素用低合金鋼材、高圧水素用低合金鋼管および高圧水素用容器は、耐久比が０．４５以上とする。
【００７６】
４．旧オーステナイト結晶粒：
高圧水素ガス中の耐久比（σW／σB）の向上、換言すれば、疲労限度（σW）の向上には、鋼材の結晶粒度が影響する。０．４５以上の高い耐久比を確保して、より高応力の条件で部材を使用するために、本発明に係る高圧水素用低合金鋼材、高圧水素用低合金鋼管および高圧水素用容器は、旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ粒度番号が９．０番以上であることが望ましい。なお、工業的な製造工程では該粒度番号の上限は１２．０程度である。
【００７７】
ＡＳＴＭ粒度番号は、鋼材から採取した試料を樹脂に埋めて断面を鏡面研磨した後、例えば、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液によって腐食（エッチング）し、光学顕微鏡によって観察することにより測定することができる。なお、電子線後方散乱回折法（Electron Back Scatter Diffraction、ＥＢＳＤ）を用いて得られた、マルテンサイト組織の結晶方位図から、マルテンサイト変態前の旧オーステナイト粒の結晶方位をマルテンサイト変態時にマルテンサイトとオーステナイトが持つ特定の結晶方位関係（例えば、Ｋｕｒｄｊｕｍｏｖ−Ｓａｃｈｓの関係）を用いて再構築することで、旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ粒度番号を求めることもできる。
【００７８】
高圧水素ガス中の耐久比には、基地組織の均質性も強く影響する。０．４５以上の高い耐久比を確保するには、鋼材の組織が焼戻しマルテンサイト相が主体の組織からなることが望ましい。焼戻し後の組織からマルテンサイト率を測定することは難しいが、マルテンサイト率は焼入れままの鋼材の硬さに反映される。高圧水素ガス環境における耐久比を低下させないためのマルテンサイト率は８０％以上であり、これを確保するためには、焼入れままの硬さが、ロックウェルＣスケール硬さ（以下、「ＨＲＣ」という。）で「５０Ｃ＋２６（ただし、「Ｃ」はＣの鋼中含有量（質量％）を表す。）」以上であることが望ましい。
【００７９】
５．引張強さ：
本発明の高圧水素用容器は、引張強さが８５０ＭＰａ以上である。この引張強さであれば、７０ＭＰａ級の高圧水素用容器として安定して用いることができる。なお、上記引張強さの上限は十分な耐水素ガス脆化特性を確保する観点から１０００ＭＰａ程度である。
【００８０】
６．製造方法：
本発明の高圧水素用容器は、例えば、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。
【００８１】
上記で説明した化学組成を有する低合金鋼を、溶製した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。継目無鋼管を製造する場合には、いわゆる「ラウンドＣＣ」法によって、製管用の円形ビレット形状を有する鋳片にしてもよい。なお、粗大な炭窒化物系介在物の低減のために、溶鋼の１５００〜１０００℃の温度域における平均冷却速度を５０℃／分以上とするのが良い。また、製鋼時に粗大介在物を浮揚除去する種々の製鋼方法、例えば、タンディッシュヒーター等を活用することも有効である。
【００８２】
次の工程として、鋳造されたインゴットまたは鋳片に、分塊圧延、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造等の熱間加工を施して厚板、継目無鋼管等を製造し、これらを素材に用いて所定の高圧水素用容器形状に成形加工する。
【００８３】
上記の成形加工後、焼入れ−焼戻し処理を行う。望ましい焼入れの加熱温度は８８０〜９５０℃である。焼入れの加熱温度が８８０℃未満では、焼入れが不十分となり、マルテンサイト率が低下して、大気中および高圧水素ガス中での耐久比が低下することがある。焼入れの加熱温度が９５０℃を超えると、旧オーステナイト結晶粒が粗大化してＡＳＴＭ粒度番号９．０を下回って、大気中および高圧水素ガス中で耐久比が低下することがある。なお、上記温度域での保持時間は、高圧水素用容器のサイズや形状にもよるが、５〜９０分とすることが好ましく、１５〜６０分とすることがより好ましい。
【００８４】
上記の加熱・保持後の焼入れは、８０％以上のマルテンサイト率を確保するために、例えば、水焼入れ、油焼入れ等によって、８００〜５００℃の温度域における平均冷却速度が２℃／秒以上となるように行うことが望ましい。なお、冷却設備には、浸漬設備、ミスト冷却設備、シャワー冷却設備等、適宜の設備を用いれば良い。焼入れ時の冷却速度は、高圧水素用容器形状にした成形加工材の最も冷却が遅い部位（両面焼入れの場合には板厚や肉厚の中央部、片面焼入れの場合には焼入れ側と反対面の表面）にＫタイプシース熱電対を取り付け、実測した温度履歴から算出すれば良い。
【００８５】
焼入れに次いで焼戻し処理を行うが、その温度はＡｃ1点未満とし、かつ、８５０ＭＰａ以上の引張強さが得られる極力高い温度であることが望ましい。焼戻し処理の時間は特に限定されないが、容器全体を均質に熱処理する観点から、１０〜１２０分とすることが望ましい。
【００８６】
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。
【実施例】
【００８７】
表１に示す化学組成を有する低合金鋼Ａ〜Ｗをそれぞれ、１．５〜３トン溶製した後、鋳造によりインゴットとした。なお、鋼Ａ〜Ｖでは、溶製後の１５００〜１０００℃の温度域における平均冷却速度は、全て５０℃／分以上であった。鋼Ｗについては、溶製後に保温処置を行って冷却速度を意図的に小さくしたので、１５００〜１０００℃の温度域における平均冷却速度は、２０℃／分であった。
【００８８】
表１における鋼Ａ〜Ｑおよび鋼Ｗ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Ｒ〜Ｖ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。表１中には各鋼について、下記の式で表されるＡｃ1点の計算値も併記した。なお、式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
Ａｃ1（℃）＝７５１−１６．３Ｃ＋３４．９Ｓｉ−２７．５Ｍｎ−５．５Ｃｕ−１５．９Ｎｉ＋１２．７Ｃｒ＋３．４Ｍｏ
【００８９】
【表１】
2018012856.tif 000003
【００９０】
上記の各インゴットに熱間鍛造および熱間圧延を施して、厚さ１５〜６０ｍｍの板材に仕上げた。
【００９１】
次いで、表２に示す条件で、各厚さの板材を焼入れした。なお、焼入れは、焼入れ媒体とその攪拌条件を種々変えて行い、焼入れ時の冷却速度は、板厚中央部にＫタイプシース熱電対を挿入し計測した。
【００９２】
各鋼について、焼入れままの各厚さの板材から、旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ粒度番号測定用試験片および板厚中心部のＨＲＣ測定用試験片を採取した。
【００９３】
すなわち、焼入れままの板材の圧延方向に直角の方向から試験片を採取し、圧延方向に直角の断面が観察面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨した後、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液によって腐食（エッチング）し、光学顕微鏡観察して、旧オーステナイト結晶粒（以下、「旧オーステナイト粒」という。）のＡＳＴＭ粒度番号を測定した。
【００９４】
また、焼入れままの板材から、各板厚まま×２０ｍｍ×２０ｍｍの寸法の試験片を採取し、板厚中心部のＨＲＣを測定し、マルテンサイト率が８０％以上となる指標である前述の「５０Ｃ＋２６」の値と比較した。
【００９５】
さらに、各鋼について、各厚さの焼入れままの残りの板材に、表２に示す条件で焼戻しを行い、介在物測定用試験片、引張試験片および疲労試験片を採取した。
【００９６】
すなわち、各鋼について、焼戻し後の板材の板厚中心部から、１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの寸法の介在物測定用の試験片を採取し、板の圧延方向に対して長手方向となる面（いわゆる、「Ｌ断面」）が観察面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨した後、光学顕微鏡観察して１０ｍｍ×１０ｍｍの面積（１００ｍｍ2）における粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数を測定した。
【００９７】
介在物の粒径は、各介在物の最長となる寸法を長径ａ（μｍ）、その長径に対して垂直な方向を幅とし、その幅の最長値を短径ｂ（μｍ）とした場合に、（ａ×ｂ）0.5の値とした。なお、介在物測定用試験片は各試験番号について１０個ずつ採取し、この１０個の試験片を用いて上記のようにして計測した粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数を算術平均して、その試験番号の介在物個数とした。
【００９８】
既に述べたように、炭窒化物系介在物の同定には、光学顕微鏡で観察された粒径１０μｍ以上の非金属介在物を再度ＳＥＭでの観察時に、付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（本体、検出器とも日本電子（株）製ＪＸＡ−８５３０Ｆ）にて軽元素（Ｓ、Ｏ、Ｎ、ＢおよびＣ）以外のＦｅを含む各金属元素の含有量（質量比）を求めれば良い。このため、本実施例では、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａを合計で８０質量％以上含有する介在物を炭窒化物系介在物と同定した。なお、試料表面は鏡面研磨、分析時の倍率は３０００倍、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流は５ｎＡ、試料室真空度は２×１０-4Ｐａの条件で測定した。スペクトラム処理は、バックグラウンド処理有り、ＺＡＦ補正有り、で行った。
【００９９】
また、焼戻し後の板材の板厚中心部から、圧延方向に平行な方向に、平行部直径が６ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、常温で引張試験を行って引張強さ（σB）（単位：ＭＰａ）を求めた。
【０１００】
さらに、焼戻し後の板材の板厚中心部から、圧延方向に平行な方向に、円形断面の棒状疲労試験片を採取し、常温の大気中および９０ＭＰａの高圧水素ガス環境で応力比（最小応力の最大応力に対する比で、「Ｒ」の記号が用いられる。）が−１（すなわち両振り）の条件で、単軸の引張圧縮の疲労試験を行った。この際、周波数は１Ｈｚとし、応力振幅（σa）（単位：ＭＰａ）を種々に変化させて試験を行い、疲労寿命（Ｎf）、つまり、疲労破壊が起こるまでの応力の繰返し回数を測定した。各鋼について、上記応力振幅（σa）と引張試験で求めた引張強さ（σB）との比「σa／σB」を求めた。
【０１０１】
上記の大気中および高圧水素ガス中ともに、疲労試験は最大１０7回まで行い、１０7回耐久した条件を「無限寿命」とした。無限寿命となる応力振幅（σa）の上限値が疲労限度（σW）で、その（σW）と引張強さ（σB）との比「σW／σB」が耐久比になる。この耐久比となる応力条件（応力振幅条件）下で、各鋼について、棒状疲労試験片を５本ずつ用いて、さらに上記の高圧水素ガス中での疲労試験を行って、疲労寿命を求めた。
【０１０２】
表２に、上記の各試験結果を併せて示す。なお、表２では、耐久比となる応力条件下、高圧水素ガス中で行った疲労試験の結果について、最も短かった疲労寿命の値を「疲労寿命」として記載した。すなわち、耐久比となる応力条件の下に高圧水素ガス中で行った疲労試験の場合には、５本全ての試験片についてイレギュラーな疲労寿命の低下が認められなかった場合の疲労寿命は「１０7回以上（表中の記載では≧１×１０7）」となり、イレギュラーな結果が出た場合の疲労寿命は「１０7回未満」の具体的な回数となる。また、図１として、高圧水素ガス環境における耐久比（σW／σB）となる応力条件で、疲労寿命（Ｎf）が極端に低下する場合の一例として、鋼Ａを用いた試験番号１のデータ（白丸印と白三角印で、それぞれ「大気中」および「水素中」でのデータである。）と比較した場合の鋼Ｗを用いた試験番号２３の「水素中」でのデータ（黒三角印）を示す。
【０１０３】
【表２】
2018012856.tif 000004
【０１０４】
表２から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜１７は、大気中および高圧水素ガス中の耐久比となる応力条件における疲労寿命が１０7回以上（１０7回で破断無し）であり、良好な耐疲労特性を備えていることが明らかである。さらに、上記本発明例の試験番号１〜１７は、旧オーステナイト粒のＡＳＴＭ粒度番号が９．０以上で、かつ焼入れままのＨＲＣが前記「５０Ｃ＋２６」の値よりも十分大きくマルテンサイト率が高いため、大気中および高圧水素ガス中で０．４５以上の高い耐久比が得られている。
【０１０５】
これに対して、比較例の試験番号１８〜２６は、高圧水素ガス中の耐久比となる応力条件における疲労寿命が短くて耐疲労特性に劣っているか、大気中および高圧水素ガス中の耐久比が低く、０．４５に満たなかった。
【０１０６】
試験番号１８は、大気中および高圧水素ガス中の耐久比となる応力条件における疲労寿命が１０7回以上である。しかし、用いた鋼ＲのＢ含有量が０．０００１％と低く、焼入れままのＨＲＣが前記「５０Ｃ＋２６」の値よりも小さくマルテンサイト率が低いため、大気中および高圧水素ガス中とも耐久比が０．３５であった。
【０１０７】
試験番号１９も、大気中および高圧水素ガス中の耐久比となる応力条件における疲労寿命が１０7回以上である。しかし、用いた鋼ＳのＦｎ２の値が「−０．０００５」であり、ＮがＢと結びついてＢＮを形成し、焼入れに有効な固溶Ｂ量が確保できず、焼入れままのＨＲＣが前記「５０Ｃ＋２６」の値よりも小さくマルテンサイト率が低いため、大気中および高圧水素ガス中とも耐久比が０．４であった。
【０１０８】
試験番号２０は、大気中および高圧水素ガス中とも耐久比は０．５であるし、大気中では耐久比となる応力条件における疲労寿命は１０7回以上で、良好な耐疲労特性が得られている。しかし、用いた鋼ＴのＴｉ含有量およびＦｎ１の値が本発明で規定する条件から外れるため、粗大な炭窒化物系介在物が多く生成した。このため、高圧水素ガス中での疲労破壊の起点となる、面積１００ｍｍ2中に存在した粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数が本発明で規定する条件から外れ、高圧水素ガス中の耐久比となる応力条件における疲労寿命は５．１×１０4回と短く、耐疲労特性に劣っている。
【０１０９】
試験番号２１は、大気中および高圧水素ガス中とも耐久比は０．５であるし、大気中では耐久比となる応力条件における疲労寿命は１０7回以上で、良好な耐疲労特性が得られている。しかし、用いた鋼ＵのＺｒ含有量およびＦｎ１の値が本発明で規定する条件から外れるため、粗大な炭窒化物系介在物が多く生成した。このため、高圧水素ガス中での疲労破壊の起点となる、面積１００ｍｍ2中に存在した粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数が本発明で規定する条件から外れ、高圧水素ガス中の耐久比となる応力条件における疲労寿命は１．５×１０4回と短く、耐疲労特性に劣っている。
【０１１０】
試験番号２２は、大気中および高圧水素ガス中とも耐久比は０．５であるし、大気中では耐久比となる応力条件における疲労寿命は１０7回以上で、良好な耐疲労特性が得られている。しかし、用いた鋼ＶのＮ含有量が本発明で規定する条件から外れて高いので、粗大な炭窒化物系介在物が多く生成した。このため、高圧水素ガス中での疲労破壊の起点となる、面積１００ｍｍ2中に存在した粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数が本発明で規定する条件から外れ、高圧水素ガス中の耐久比となる応力条件における疲労寿命は６．０×１０4回と短く、耐疲労特性に劣っている。
【０１１１】
化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ｗを用いた試験番号２３は、大気中および高圧水素ガス中とも耐久比は０．５であるし、大気中では耐久比となる応力条件における疲労寿命は１０7回以上で、良好な耐疲労特性が得られている。しかし、鋼Ｗを溶製直後の冷却速度が遅かったため、溶鋼の冷却過程で炭窒化物が粗大化し、面積１００ｍｍ2中に存在した粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数が本発明で規定する条件から外れ、高圧水素ガス中の耐久比となる応力条件における疲労寿命は３．１×１０4回と短く、耐疲労特性に劣っている。
【０１１２】
化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ａを用い、面積１００ｍｍ2中に存在した粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数も本発明で規定する条件を満たす試験番号２４は、大気中および高圧水素ガス中の耐久比となる応力条件における疲労寿命が１０7回以上である。しかし、焼入れの加熱温度が１０００℃であり、旧オーステナイト結晶粒が粗大化してＡＳＴＭ粒度番号９．０を下回るため、大気中および高圧水素ガス中高圧水素ガス中とも耐久比が０．４であった。
【０１１３】
化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ａを用い、面積１００ｍｍ2中に存在した粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数も本発明で規定する条件を満たす試験番号２５も、大気中および高圧水素ガス中の耐久比となる応力条件における疲労寿命が１０7回以上である。しかし、焼入れの加熱温度が８５０℃であり、焼入れままのＨＲＣが前記「５０Ｃ＋２６」の値よりも小さくマルテンサイト率が低いため、大気中および高圧水素ガス中とも耐久比が０．３５であった。
【０１１４】
同様に、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ａを用い、面積１００ｍｍ2中に存在した粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数も本発明で規定する条件を満たす試験番号２６も、大気中および高圧水素ガス中の耐久比となる応力条件における疲労寿命が１０7回以上である。しかし、焼入れの際の８００〜５００℃の温度域における平均冷却速度が１０℃／秒であり焼入れままのＨＲＣが前記「５０Ｃ＋２６」の値よりも小さくマルテンサイト率が低いため、大気中および高圧水素ガス中とも耐久比が０．４であった。
【０１１５】
大気中および高圧水素ガス中の耐久比がいずれも０．４５以上であり、しかも、その耐久比となる応力条件における疲労寿命が１０7回以上で、良好な耐疲労特性が得られた上記の試験番号１〜１７で作製した焼戻し後の板材を用いて、次に、耐水素ガス脆化特性を調査した。その結果、いずれの場合も耐水素ガス脆化特性にも優れることが確認できた。
【産業上の利用可能性】
【０１１６】
本発明によれば、高圧水素ガス環境下での耐久比に基づく寿命設計が可能であり、引張強さで８５０ＭＰａ以上の高い強度を有し、高圧水素ガス環境下での耐疲労特性に優れるとともに良好な耐水素ガス脆化特性を備える高圧水素用容器、該容器の素材として用いるのに好適な高圧水素用低合金鋼材および高圧水素用低合金鋼管を得ることができる。また、本発明の方法によれば、このような高圧水素用容器を安定して得ることができる。
【図１】
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