(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
厚さが３０ｍｍ以上の部位を有し、旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ粒度番号９．０以上であり、厚さが３０ｍｍ以上の部位における内外面の硬度差が、ロックウェルＣ硬さで５．０以下であり、かつ引張強さが８５０ＭＰａ以上である、高圧水素用容器の製造方法であって、
以下の（ｉ）および（ｉｉ）の工程を含む、高圧水素用容器の製造方法。
（ｉ）質量％で、
Ｃ：０．２７〜０．３８％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．３５〜２．５０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｃｒ：０〜２．１５％、
Ｍｏ：０〜０．３０％、
Ｔｉ：０〜０．０２％、
Ｚｒ：０〜０．０４％、
Ｈｆ：０〜０．０５％、
Ｖ：０〜０．０３％、
Ｗ：０〜０．４％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｔａ：０〜０．０５％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
不純物としてのＰ、Ｓ、ＯおよびＮが、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下であり、かつ
下記の[1]式で表されるＦｎ１が、１．５０≦Ｆｎ１≦２．５０を満足する化学組成を有し、厚さ３０ｍｍ以上の部位を有する高圧水素用容器の素形材を、Ａｃ３点以上かつ８５０℃を超える温度に加熱した後、８００〜５００℃の温度域における平均冷却速度を２０〜２００℃／ｓとして、前記素形材の外面側のみから冷却して焼入れを行う工程
（ｉｉ）前記焼入れられた素形材をＡｃ１点以下の温度で焼戻しする工程
Ｆｎ１＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ・・・[1]
ただし、[1]式中のＭｎ、ＣｒおよびＭｏは、それぞれの元素の鋼中含有量（％）を意味し、ＣｒおよびＭｏは、鋼中にその元素を含まない場合、「０」である。
【請求項２】
化学組成が、下記の[2]式で表されるＦｎ２が、Ｆｎ２≧０．０００３を満足する、請求項１に記載の高圧水素用容器の製造方法。
Ｆｎ２＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／９１）Ｚｒ＋（１１／１７８）Ｈｆ・・・[2]
ただし、[2]式中のＢ、Ｎ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、それぞれ元素の鋼中含有量（％）を意味し、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、鋼中にその元素を含まない場合、「０」である。
【請求項３】
下記の（Ａ）〜（Ｄ）に掲げる元素から選択される１種以上を含有する、請求項１または２に記載の高圧水素用容器の製造方法。
（Ａ）Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｚｒ：０．００１〜０．０４％およびＨｆ：０．００１〜０．０５％
（Ｂ）Ｖ：０．０１〜０．０３％、Ｗ：０．０１〜０．４％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％およびＴａ：０．００１〜０．０５％
（Ｃ）Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％およびＣｏ：０．１〜１．０％
（Ｄ）Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％およびＲＥＭ：０．０００１〜０．２０％
【請求項４】
外面側のみから冷却して焼入れを行うに際し、ミスト焼入れまたはシャワー焼入れを用い、該焼入れ後に焼戻しを行う、請求項１から３までのいずれかに記載の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、高圧水素用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、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、「容器」ともいう。）に用いられる。
【０００３】
４５ＭＰａ級の水素ステーション用蓄圧器には、主としてＣｒおよびＭｏを含有するＪＩＳ  ＳＣＭ４３５鋼が用いられ、特に、大型の厚肉容器には、ＣｒおよびＭｏに加えて１．６〜２．０質量％のＮｉを含有するＪＩＳ  ＳＮＣＭ４３９鋼が一般に用いられている。
【０００４】
水素ガス環境において優れた機械的特性と疲労特性と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および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％のＣを含有する、ベイナイト組織を主体とした低合金鋼が開示されている。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疲労き裂進展速度が低減された低合金鋼が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【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】
【０００６】
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。
【０００７】
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。
【０００８】
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。
【０００９】
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。
【００１０】
耐水素ガス脆化特性に優れた低合金鋼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。しかし、近年、７０ＭＰａ級の高圧水素用容器として、耐圧性を確保するために、厚さが３０ｍｍ以上の部位を有する金属容器、特に４０ｍｍ以上の部位を有する極厚の金属容器が要求されている。
【００１１】
低合金鋼製の高圧水素用容器は通常、鋼材を容器形状（素形材）に成形した後、熱処理として、素形材の外面側のみから所謂「片面焼入れ」を行い、その後に焼戻しを施して製造されることが多い。これは、焼入れ−焼戻し処理によって均一な焼戻しマルテンサイト組織とした鋼材は、高強度を維持しつつ靱性および耐水素ガス脆化特性に優れており、低合金鋼製の高圧容器に適しているからである。
【００１２】
なお、前記特許文献１〜７に開示されている鋼を素材として用いると、厚さが３０ｍｍ以上の部位を有する高圧容器の場合には、十分な耐水素ガス脆化特性を確保できないことがある。これは、図１に示す鋼Ｏのように、片面焼入れの場合、容器の厚さが大きくなるほど、容器内面側で得られるマルテンサイトの割合が少なくなり、さらに、マルテンサイトの厚さ方向の分布も不均一となって、耐水素ガス脆化特性が低下するからである。このため、厚さが３０ｍｍ以上の部位を有する高圧水素用容器の場合には、片面焼入れによって内面側にも十分な割合でマルテンサイトを確保し、さらに、厚さ方向のマルテンサイトの分布を均一にすることが必要である。
【００１３】
本発明は、低合金鋼からなり、８５０ＭＰａ以上の引張強さを有し、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、厚さが３０ｍｍ以上の部位を有する、高圧水素用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】
【００１４】
本発明者らは、厚さが３０ｍｍ以上の部位を有する高圧容器であっても、外面側のみからの片面焼入れによって内面側にも十分な割合でマルテンサイトを確保し、さらに、厚さ方向のマルテンサイトの分布を均一にすることのできる鋼の成分系について、特に微量のＢ（ボロン）に着目して種々検討した。その結果、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。
【００１５】
（ａ）Ｃは、焼入れ性の向上に有効であり、極力含有量を高くすることが望ましい。しかし、Ｃを過剰に含有させると焼入れ時に焼割れが生じるおそれがある。ここで、Ｂは、微量の含有量で、焼入れによって厚さ方向に十分かつ均一なマルテンサイト組織を得るのに有効である。また、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏは焼入れ性の向上に有効である。そのため、焼割れの発生を抑制しつつ焼入れ性を向上させるには、Ｃ、Ｂ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏを適正量含有させればよい。しかし、Ｂ含有量が過剰であるとその効果は飽和する。また、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの含有量が過剰であると、高圧容器の厚さ方向の焼入れが不均一となり、さらに、厚さ方向の焼入れが不均一であると水素拡散係数が低下して吸蔵水素量が増すため、耐水素ガス脆化特性が却って低下する。以上のことから、Ｃ含有量を０．２７〜０．３８質量％、Ｂ含有量を０．０００３〜０．００３質量％とするとともに、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの合計含有量を１．５０〜２．５０質量％とする。
【００１６】
（ｂ）上記（ａ）項で述べたＢの効果を安定して確保するためには、特定量のＡｌを含有させて、また、必要に応じて、特定量のＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種以上を含有させて、下記の式を満たすようにすることが望ましい。
Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／９１）Ｚｒ＋（１１／１７８）Ｈｆ≧０．０００３
ただし、上記の式中のＢ、Ｎ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、それぞれの元素の質量％での鋼中含有量を意味し、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、鋼中にその元素を含まない場合、「０」である。
【００１７】
（ｃ）高圧容器の厚さ方向のマルテンサイトの割合とその分布はできる限り均一であることが望ましい。厚さ方向のマルテンサイトの割合とその分布の均一性の指標として、高圧容器の内面と外面との硬度の差が挙げられる。この容器内外面の硬度差が小さいほど厚さ方向のマルテンサイトの割合とその分布の均一性が高いため、容器内外面の硬度差はできる限り小さいことが望ましい。厚さ方向に十分に均一なマルテンサイト組織は、高圧容器の素形材を外面側のみから焼入れし、その後焼戻しを施した場合の容器内外面の硬度差がロックウェルＣ硬さで５．０以下であることが必要である。なお、焼入れした容器の素形材内面側にも十分な割合でマルテンサイトを確保するとともに、厚さ方向のマルテンサイトの分布を均一にして、十分な耐水素ガス脆化特性を得るには、上記素形材内面側の焼入れままの硬さがロックウェルＣ硬さで「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。
【００１８】
（ｄ）高圧水素ガス環境下での機械的特性を向上させて良好な耐水素脆化特性を得るには、旧オーステナイト結晶粒の微細化が有効である。十分な機械的特性を得るには、ＡＳＴＭ粒度番号で９．０番以上とすることが必要である。
【００１９】
（ｅ）高圧容器の厚さ方向に均一なマルテンサイト組織が得られるとともに、焼割れが生じにくい鋼の冷却方法として、高圧容器の素形材の外面側のみから焼入れを行うに際し、８００〜５００℃の温度域における平均冷却速度を２０〜２００℃／ｓとする方法がある。このような条件で冷却する方法として、ミスト焼入れまたはシャワー焼入れを適用することができる。
【００２０】
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用容器の製造方法にある。
【００２１】
（１）厚さが３０ｍｍ以上の部位を有し、旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ粒度番号９．０以上であり、厚さが３０ｍｍ以上の部位における内外面の硬度差が、ロックウェルＣ硬さで５．０以下であり、かつ引張強さが８５０ＭＰａ以上である、高圧水素用容器の製造方法であって、
以下の（ｉ）および（ｉｉ）の工程を含む、高圧水素用容器の製造方法。
（ｉ）質量％で、
Ｃ：０．２７〜０．３８％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．３５〜２．５０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｃｒ：０〜２．１５％、
Ｍｏ：０〜０．３０％、
Ｔｉ：０〜０．０２％、
Ｚｒ：０〜０．０４％、
Ｈｆ：０〜０．０５％、
Ｖ：０〜０．０３％、
Ｗ：０〜０．４％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｔａ：０〜０．０５％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
不純物としてのＰ、Ｓ、ＯおよびＮが、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下であり、かつ
下記の[1]式で表されるＦｎ１が、１．５０≦Ｆｎ１≦２．５０を満足する化学組成を有し、厚さ３０ｍｍ以上の部位を有する高圧水素用容器の素形材を、Ａｃ３点以上かつ８５０℃を超える温度に加熱した後、８００〜５００℃の温度域における平均冷却速度を２０〜２００℃／ｓとして、前記素形材の外面側のみから冷却して焼入れを行う工程
（ｉｉ）前記焼入れられた素形材をＡｃ１点以下の温度で焼戻しする工程
Ｆｎ１＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ・・・[1]
ただし、[1]式中のＭｎ、ＣｒおよびＭｏは、それぞれの元素の鋼中含有量（％）を意味し、ＣｒおよびＭｏは、鋼中にその元素を含まない場合、「０」である。
【００２２】
（２）化学組成が、下記の[2]式で表されるＦｎ２が、Ｆｎ２≧０．０００３を満足する、上記（１）に記載の高圧水素用容器の製造方法。
Ｆｎ２＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／９１）Ｚｒ＋（１１／１７８）Ｈｆ・・・[2]
ただし、[2]式中のＢ、Ｎ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、それぞれ元素の鋼中含有量（％）を意味し、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、鋼中にその元素を含まない場合、「０」である。
【００２３】
（３）下記の（Ａ）〜（Ｄ）に掲げる元素から選択される１種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載の高圧水素用容器の製造方法。
（Ａ）Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｚｒ：０．００１〜０．０４％およびＨｆ：０．００１〜０．０５％
（Ｂ）Ｖ：０．０１〜０．０３％、Ｗ：０．０１〜０．４％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％およびＴａ：０．００１〜０．０５％
（Ｃ）Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％およびＣｏ：０．１〜１．０％
（Ｄ）Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％およびＲＥＭ：０．０００１〜０．２０％
【００２５】
（４）外面側のみから冷却して焼入れを行うに際し、ミスト焼入れまたはシャワー焼入れを用い、該焼入れ後に焼戻しを行う、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高圧水素用容器の製造方法。
【００２６】
本発明によれば、引張強さが８５０ＭＰａ以上の強度を有し、かつ厚さが３０ｍｍ以上の部位を有していても、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圧水素用容器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】
【００２７】
【図１】本発明で規定する化学組成条件を満たす鋼Ａおよび該条件から外れる鋼Ｏについて、厚さ１５〜４０ｍｍの板材を９００℃に加熱して片面焼入れ（片面のみをシャワー水冷）し、その後焼戻しを行った実施例の結果を用いて、片面焼入れの場合に被処理材の厚さが３０ｍｍ以上になると、耐水素ガス脆化特性が低下する場合のあることを説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００２９】
１．化学組成：
本発明の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。
【００３０】
Ｃ：０．２７〜０．３８％
Ｃは、鋼の焼入れ性を高めて厚さ方向のマルテンサイトの分布を均一にし、十分な耐水素ガス脆化特性を得るのに有効な元素である。この効果を得るには、Ｃ含有量を０．２７％以上とする必要がある。一方、０．３８％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含有量は０．２７〜０．３８％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、より好ましい下限は０．３３％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３６％である。
【００３１】
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、高圧水素ガス環境下での機械的特性を低下させるので良好な耐水素ガス脆化特性が得られない。このため、Ｓｉ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、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０．５％であり、より好ましい上限は０．３５％である。
【００３２】
Ｍｎ：０．３５〜２．５０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素であり、特にＢと組み合わせて含有させることにより鋼の焼入れ性をさらに向上させることができる。この効果を得るには、Ｍｎを０．３５％以上含有させたうえで、後述するように、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの合計含有量である[1]式で表されるＦｎ１を１．５０以上で２．５０以下とする必要がある。上記のＭｎ、ＣｒおよびＭｏのうちではＭｎが最も安価であるため、製造コストの観点から、Ｍｎ含有量の上限を２．５０％とする。なお、Ｍｎ含有量が多くなった場合のＭｎとＰとの共偏析に基づく各種特性の低下防止の観点からも、Ｍｎ含有量の上限は２．５０％とするべきである。したがって、Ｍｎ含有量を０．３５〜２．５０％とする。
【００３３】
Ｂ：０．０００３〜０．００３％、
Ｂは、焼入れによって厚さ方向に十分かつ均一なマルテンサイト組織を得るのに有効な元素である。この効果を得るにはＢ含有量を０．０００３％以上とする必要がある。しかし、Ｂ含有量が過剰になるとその効果は飽和する。このため、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００３％とする。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましい下限は０．０００７％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２％であり、より好ましい上限は０．００１５％である。なお、Ｂ含有量は後述する[2]式を満たすことが好ましい。
【００３４】
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素である。この効果を得るにはＡｌ含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、酸化物が形成されやすくなり、靱性等に悪影響を与える。このため、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１０％とする。なお、ＡｌにはＮを固定する効果もあるため、Ｂの活用を前提とする本発明においては、０．０１５％以上のＡｌを含有させることが好ましい。Ａｌ含有量の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（所謂「Ｓｏｌ．Ａｌ」）での含有量を指す。
【００３５】
Ｃｒ：０〜２．１５％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素であり、特にＢと組み合わせて含有させることにより鋼の焼入れ性をさらに向上させることができる。このため、必要に応じてＣｒを含有させてもよい。しかしながら、上記の効果を得るには、後述するように、[1]式で表されるＦｎ１を１．５０以上で２．５０以下とする必要がある。上記のＭｎ、ＣｒおよびＭｏのうちではＭｎが最も安価でありＭｏが最も高価である。このため、製造コストの観点から、含有させる場合のＣｒ量の上限を２．１５％とする。
【００３６】
Ｍｏ：０〜０．３０％
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素であり、特にＢと組み合わせて含有させることにより鋼の焼入れ性をさらに向上させることができる。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、上記の効果を得るには、後述するように、[1]式で表されるＦｎ１を１．５０以上で２．５０以下とする必要がある。上記のＭｎ、ＣｒおよびＭｏのうちではＭｎが最も安価でありＭｏが最も高価である。このため、製造コストの観点から、含有させる場合のＭｏ量の上限を０．３０％とする。
【００３７】
Ｔｉ：０〜０．０２％
Ｔｉは、窒化物生成能の高い元素であるため、ＮをＴｉ窒化物の形で固定し、固溶Ｂを増加させ、焼入れ性を高める効果を有する。Ｔｉには、炭窒化物の生成を促進し、高圧水素用容器の結晶粒を微細化させ、高圧水素ガス環境下での機械的特性を向上させて良好な耐水素ガス脆化特性を得る効果もある。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０．０２％を超えて含有すると、窒化物および／または炭窒化物が過剰に生成し、高圧水素用容器の内外面の硬度差を大きくするとともに、高圧水素ガス環境下での機械的特性を低下させるので良好な耐水素ガス脆化特性が得られない。このため、含有させる場合のＴｉの量を０．０２％以下とする。Ｔｉの量は、０．０１５％以下であることが好ましい。一方、前記したＴｉの効果を安定して発現させるためには、Ｔｉの量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上であることがさらに好ましい。
【００３８】
Ｚｒ：０〜０．０４％
Ｚｒは、窒化物生成能の高い元素であるため、ＮをＺｒ窒化物の形で固定し、固溶Ｂを増加させ、焼入れ性を高める効果を有する。Ｚｒには、炭窒化物の生成を促進し、高圧水素用容器の結晶粒を微細化させ、高圧水素ガス環境下での機械的特性を向上させて良好な耐水素ガス脆化特性を得る効果もある。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０．０４％を超えて含有すると、窒化物および／または炭窒化物が過剰に生成し、高圧水素用容器の内外面の硬度差を大きくするとともに、高圧水素ガス環境下での機械的特性を低下させるので良好な耐水素ガス脆化特性が得られない。このため、含有させる場合のＺｒの量を０．０４％以下とする。Ｚｒの量は、０．０３％以下であることが好ましい。一方、前記したＺｒの効果を安定して発現させるためには、Ｚｒの量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがさらに好ましい。
【００３９】
Ｈｆ：０〜０．０５％
Ｈｆも、窒化物生成能の高い元素であるため、ＮをＨｆ窒化物の形で固定し、固溶Ｂを増加させ、焼入れ性を高める効果を有する。Ｈｆには、炭窒化物の生成を促進し、高圧水素用容器の結晶粒を微細化させ、高圧水素ガス環境下での機械的特性を向上させて良好な耐水素ガス脆化特性を得る効果もある。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０．０５％を超えて含有すると、窒化物および／または炭窒化物が過剰に生成し、高圧水素用容器の内外面の硬度差を大きくするとともに、高圧水素ガス環境下での機械的特性を低下させるので良好な耐水素ガス脆化特性が得られない。このため、含有させる場合のＨｆの量を０．０５％以下とする。Ｈｆの量は、０．０４％以下であることが好ましい。一方、前記したＨｆの効果を安定して発現させるためには、Ｈｆの量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがさらに好ましい。
【００４０】
前記（Ａ）でまとめて記載したＴｉ、ＺｒおよびＨｆは、そのうちのいずれか１種のみで、または２種以上の複合で、含有させることができる。なお、２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、０．０５％以下であることが好ましい。
【００４１】
Ｖ：０〜０．０３％
Ｖは、炭窒化物の生成を促進し、高圧水素用容器の結晶粒を微細化させ、高圧水素ガス環境下での機械的特性を向上させて良好な耐水素ガス脆化特性を得るのに有効な元素である。Ｖには、鋼の焼入れ性を向上させる効果もある。このため、必要に応じてＶを含有させてもよい。しかしながら、Ｖを０．０３％を超えて含有すると、炭窒化物が過剰に生成し、高圧水素用容器の内外面の硬度差を大きくするとともに、高圧水素ガス環境下での機械的特性を低下させるので良好な耐水素ガス脆化特性が得られない。このため、含有させる場合のＶの量を０．０３％以下とする。Ｖの量は、０．０２５％以下であることが好ましい。一方、前記したＶの効果を安定して発現させるためには、Ｖの量は、０．０１％以上であることが好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
【００４２】
Ｗ：０〜０．４％
Ｗは、炭窒化物の生成を促進し、高圧水素用容器の結晶粒を微細化させ、高圧水素ガス環境下での機械的特性を向上させて良好な耐水素ガス脆化特性を得るのに有効な元素である。Ｗには、鋼の焼入れ性を向上させる効果もある。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０．４％を超えて含有すると、炭窒化物が過剰に生成し、高圧水素用容器の内外面の硬度差を大きくするとともに、高圧水素ガス環境下での機械的特性を低下させるので良好な耐水素ガス脆化特性が得られない。このため、含有させる場合のＷの量を０．４％以下とする。Ｗの量は、０．３％以下であることが好ましい。一方、前記したＷの効果を安定して発現させるためには、Ｗの量は、０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがさらに好ましい。
【００４３】
Ｎｂ：０〜０．０５％
Ｎｂは、炭窒化物の生成を促進し、高圧水素用容器の結晶粒を微細化させ、高圧水素ガス環境下での機械的特性を向上させて良好な耐水素ガス脆化特性を得るのに有効な元素である。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０．０５％を超えて含有すると、炭窒化物が過剰に生成し、高圧水素用容器の内外面の硬度差を大きくするとともに、高圧水素ガス環境下での機械的特性を低下させるので良好な耐水素ガス脆化特性が得られない。このため、含有させる場合のＮｂの量を０．０５％以下とする。Ｎｂの量は、０．０３％以下であることが好ましい。一方、前記したＮｂの効果を安定して発現させるためには、Ｎｂの量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上であることがさらに好ましい。
【００４４】
Ｔａ：０〜０．０５％
Ｔａは、炭窒化物の生成を促進し、高圧水素用容器の結晶粒を微細化させ、高圧水素ガス環境下での機械的特性を向上させて良好な耐水素ガス脆化特性を得るのに有効な元素である。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０．０５％を超えて含有すると、炭窒化物が過剰に生成し、高圧水素用容器の内外面の硬度差を大きくするとともに、高圧水素ガス環境下での機械的特性を低下させるので良好な耐水素ガス脆化特性が得られない。このため、含有させる場合のＴａの量を０．０５％以下とする。Ｔａの量は、０．０３％以下であることが好ましい。一方、前記したＴａの効果を安定して発現させるためには、Ｔａの量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上であることがさらに好ましい。
【００４５】
前記（Ｂ）でまとめて記載したＶ、Ｗ、ＮｂおよびＴａは、そのうちのいずれか１種のみで、または２種以上の複合で、含有させることができる。なお、２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、０．４％以下であることが好ましい。
【００４６】
Ｎｉ：０〜１．０％
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。しかしながら、Ｎｉの含有量が１．０％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の量を１．０％以下とする。Ｎｉの量は、０．５％以下であることが好ましい。一方、前記したＮｉの効果を安定して発現させるためには、Ｎｉの量は、０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがさらに好ましい。
【００４７】
Ｃｕ：０〜１．０％
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。しかしながら、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、熱間加工性が低下する。このため、含有させる場合のＣｕの量を１．０％以下とする。Ｃｕの量は、０．５％以下であることが好ましい。一方、前記したＣｕの効果を安定して発現させるためには、Ｃｕの量は、０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがさらに好ましい。
【００４８】
Ｃｏ：０〜１．０％
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。しかしながら、Ｃｏの含有量が１．０％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の量を１．０％以下とする。Ｃｏの量は、０．５％以下であることが好ましい。一方、前記したＣｏの効果を安定して発現させるためには、Ｃｏの量は、０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがさらに好ましい。
【００４９】
前記（Ｃ）でまとめて記載したＮｉ、ＣｕおよびＣｏは、そのうちのいずれか１種のみで、または２種以上の複合で、含有させることができる。なお、２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、１．０％以下であることが好ましい。
【００５０】
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。しかしながら、Ｃａを０．０１％を超えて含有させても機械的特性の向上効果が飽和する。このため、含有させる場合のＣａの量を０．０１％以下とする。Ｃａの量は、０．００５％以下であることが好ましい。一方、前記したＣａの効果を安定して発現させるためには、Ｃａの量は、０．０００１％以上であることが好ましく、０．００１％以上であることがさらに好ましい。
【００５１】
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。しかしながら、Ｍｇを０．０１％を超えて含有させても機械的特性の向上効果が飽和する。このため、含有させる場合のＭｇの量を０．０１％以下とする。Ｍｇの量は、０．００５％以下であることが好ましい。一方、前記したＭｇの効果を安定して発現させるためには、Ｍｇの量は、０．０００１％以上であることが好ましく、０．００１％以上であることがさらに好ましい。
【００５２】
ＲＥＭ：０〜０．２０％
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。しかしながら、ＲＥＭを０．２０％を超えて含有させても機械的特性の向上効果が飽和する。このため、含有させる場合のＲＥＭの量を０．２０％以下とする。ＲＥＭの量は、０．１０％以下であることが好ましい。一方、前記したＲＥＭの効果を安定して発現させるためには、ＲＥＭの量は、０．０００１％以上であることが好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。
【００５３】
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。
【００５４】
前記（Ｄ）でまとめて記載したＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、そのうちのいずれか１種のみで、または２種以上の複合で、含有させることができる。なお、２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、０．２０％以下であることが好ましい。
【００５５】
本発明の高圧水素用容器は、上述の各元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物としてのＰ、Ｓ、ＯおよびＮが、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下およびＮ：０．０１％以下であり、前記[1]式で表されるＦｎ１が、１．５０≦Ｆｎ１≦２．５０を満足する化学組成を有する。
【００５６】
「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を意味する。
【００５７】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析し、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。
【００５８】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、結晶粒界に偏析し、耐水素ガス脆化特性を低下させる。このため、Ｓ含有量は０．０１％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。
【００５９】
Ｏ（酸素）：０．０１％以下
Ｏは、不純物として鋼中に存在し、含有量が０．０１％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を低下させる。そのため、Ｏ含有量は０．０１％以下とする。Ｏ含有量はできるだけ少ないことが望ましい。
【００６０】
Ｎ（窒素）：０．０１％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在し、Ｂと優先的に結合してＢ窒化物（ＢＮ）を形成し、鋼の焼入れ性を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。なお、鋼中にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれもを含有させない場合は、Ｎ含有量は０．００７％以下とすることが望ましく、０．００５％以下とすることがさらに望ましい。
【００６１】
Ｆｎ１：１．５０以上で２．５０以下
厚さが３０ｍｍ以上の部位を有する高圧水素用容器は、上述の各元素の含有量、中でもＣ、Ｂ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの含有量が上述の範囲にあって、しかも下記[1]式で表されるＦｎ１が、１．５０≦Ｆｎ１≦２．５０を満たす場合に、高圧水素ガス環境下での機械的特性および耐水素ガス脆化特性に優れる。
Ｆｎ１＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ・・・[1]
ただし、[1]式中のＭｎ、ＣｒおよびＭｏは、それぞれの元素の鋼中含有量（％）を意味し、ＣｒおよびＭｏは、鋼中にその元素を含まない場合、「０」である。
【００６２】
Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏを、上述した微量のＢとともに含有させても、厚さが３０ｍｍ以上の部位を有する高圧水素用容器に対しては、Ｆｎ１が１．５０未満の場合には、十分な焼入れ性向上効果を付与できず、高圧水素ガス環境下での機械的特性が低下するので良好な耐水素ガス脆化特性が得られない。一方、Ｆｎ１が２．５０を超える場合には、厚さ方向の焼入れ性が不均一となり、高圧水素ガス環境下での機械的特性を低下させるので耐水素ガス脆化特性が却って低下する。Ｆｎ１の下限は１．７０であることが好ましく、１．８０であることがさらに好ましい。Ｆｎ１の上限は、２．３０であることが好ましく、２．２０であることがさらに好ましい。
【００６３】
Ｆｎ２：０．０００３以上
本発明の高圧水素用容器は、下記[2]式で表されるＦｎ２が、Ｆｎ２≧０．０００３であることが好ましい。
Ｆｎ２＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／９１）Ｚｒ＋（１１／１７８）Ｈｆ・・・[2]
ただし、[2]式中のＢ、Ｎ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、それぞれ元素の鋼中含有量（％）を意味し、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、鋼中にその元素を含まない場合、「０」である。
【００６４】
Ｆｎ２は、本発明の厚さが３０ｍｍ以上の部位を有する高圧水素用容器において、焼入れ性に大きな影響を与える固溶Ｂ量の指標であり、この値が０．０００３以上の場合に、より一層安定して良好な焼入れ性を具備させることができる。Ｆｎ２は０．０００５以上であることが好ましく、０．０００７以上であることがさらに好ましい。Ｆｎ２の上限は、０．００２であることが好ましい。
【００６５】
２．旧オーステナイト結晶粒：
旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ粒度番号９．０未満の場合には、厚さが３０ｍｍ以上の部位を有する高圧水素用容器に、高圧水素ガス環境下で十分な機械的特性を付与できないので良好な耐水素ガス脆化特性が得られない。したがって、厚さが３０ｍｍ以上の部位を有する本発明の高圧水素用容器は、旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ粒度番号９．０以上と規定する。高圧水素ガス環境下での機械的特性は、旧オーステナイト結晶粒が微細であればあるほど、つまりＡＳＴＭ粒度番号が大きければ大きいほど良好になるが、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。
【００６６】
ＡＳＴＭ粒度番号は、高圧水素用容器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、後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）等の方法を用いて、結晶の方位関係から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。具体的には、ＥＢＳＤの場合には、例えば結晶方位差１５°以上の大角粒界を旧オーステナイト結晶粒界と解釈し、画像解析による結晶粒度の平均値から求めることができる。
【００６７】
３．厚さが３０ｍｍ以上の部位における内外面の硬度差：
外面側のみから片面焼入れされた本発明の高圧水素用容器は、厚さが３０ｍｍ以上の部位における下記の[3]式で表される高圧水素用容器の内外面の硬度差（ΔＨ）が、ロックウェルＣ硬さ（以下、「ＨＲＣ」という。）で５．０以下である。
ΔＨ＝ＨＯ−ＨＩ・・・[3]
ただし、「ＨＯ」および「ＨＩ」はそれぞれ、高圧水素容器の、厚さが３０ｍｍ以上の部位における外面近傍のＨＲＣおよび内面近傍のＨＲＣである。
【００６８】
十分な耐圧性を確保するために、厚さが３０ｍｍ以上の部位を有する高圧水素用容器の厚さ方向のマルテンサイトの割合とその分布はできる限り均一であることが望ましい。上記の[3]式で表されるΔＨは、厚さが３０ｍｍ以上の部位における上記厚さ方向のマルテンサイトの割合とその分布の均一性の指標であり、ΔＨが５．０以下であれば、厚さ方向のマルテンサイトの割合とその分布の均一性が高いので、良好な耐圧性を安定して確保することが可能であり、耐水素ガス脆化特性に優れる。
【００６９】
また、焼入れした容器の素形材内面側にも十分な割合でマルテンサイトを確保し、さらに、厚さ方向のマルテンサイトの分布を均一にして十分な耐水素ガス脆化特性を得るには、上記素形材の厚さが３０ｍｍ以上の部位における内面側での焼入れままの硬さがＨＲＣ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。
【００７０】
なお、本発明の外面側からのみ焼入れされた高圧水素用容器は、厚さが３０ｍｍ以上の部位における内外面の硬度差が、ＨＲＣで５．０以下であればよく、該部位の最大厚さは特に規定されるものではないが、本発明で規定する化学組成では、８０ｍｍ程度が限界になると考えられる。
【００７１】
４．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。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である。
【００７２】
５．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。
【００７３】
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。鋳造されたインゴットまたは鋳片は、熱間圧延、熱間押出等の熱間加工により、継目無鋼管に加工する。この継目無鋼管を厚さが３０ｍｍ以上の部位を有する高圧水素用容器形状（素形材）に成形する。
【００７４】
高圧容器の素形材は、焼入れ−焼戻し処理により、旧オーステナイト結晶粒、引張強さ等を調整する。焼入れは、素形材の外面側からのみ行う。焼入れの加熱温度はオーステナイト単相組織となるＡｃ３点以上で、かつ８５０℃を超える温度とする。該温度は、８６０〜９５０℃とすることが好ましく、８８０〜９２０℃とすることがより好ましい。焼入れの加熱温度が８５０℃以下では、焼入れ性が不十分となることがある。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、耐水素ガス脆化特性が低下することがある。焼戻しはオーステナイトへの逆変態を生じないＡｃ１点以下の温度で行う。なお、焼戻しにおける温度と時間は、鋼の化学組成に応じて、８５０ＭＰａ以上の引張強さが得られるように、適宜調整すればよい。
【００７５】
素形材の外面側からのみの片面焼入れであっても、マルテンサイトの割合を増加させ、しかも焼割れの生じ難い条件で、焼入れを行うべきである。このために、焼入れは、８００〜５００℃の温度域における平均冷却速度が２０〜２００℃／ｓの条件で行うことが好ましい。このような条件で素形材の外面側からのみの片面焼入れ処理を施す方法として、ミスト焼入れまたはシャワー焼入れを用いることが好ましい。
【００７６】
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】
【００７７】
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｗを真空溶解炉を用いて溶製し、インゴットに鋳造した。表中には下記の式で表されるＡｃ１点およびＡｃ３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（％）を示す。
Ａｃ１（℃）＝７５１−１６．３Ｃ＋３４．９Ｓｉ−２７．５Ｍｎ−５．５Ｃｕ−１５．９Ｎｉ＋１２．７Ｃｒ＋３．４Ｍｏ
Ａｃ３（℃）＝８８１−２０５．７Ｃ＋５３．１Ｓｉ−１５．０Ｍｎ−２６．５Ｃｕ−２０．１Ｎｉ−０．７Ｃｒ＋４１．１Ｍｏ
【００７８】
表１における鋼Ａ〜Ｎは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。
【００７９】
一方、表１における鋼Ｏ〜Ｗ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。具体的には、鋼Ｏは、Ｂ含有量が本発明の規定範囲よりも低く、鋼Ｐは、Ｃ含有量が本発明の規定範囲よりも低い。鋼Ｑは、Ｓｉ含有量が本発明の規定範囲よりも高い。鋼Ｒおよび鋼Ｓは、Ｆｎ１が本発明の規定範囲よりも低く、一方、鋼Ｔおよび鋼Ｕは、Ｆｎ１が本発明の規定範囲よりも高い。鋼ＶはＰ含有量が、鋼ＷはＳ含有量が、それぞれ本発明の規定範囲よりも高い。
【００８０】
【表１】
0006554844.tif 000002
【００８１】
上記の各インゴットを熱間鍛造して、厚さ１５０ｍｍ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１５〜５０ｍｍの板材に仕上げた。
【００８２】
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、焼入れの際には、実際の高圧水素用容器の片面焼入れを模擬するため、板材の片面のみにシャワー水冷を行った。水冷面とは反対側の面（以下、「非水冷面」という。）が、実際の高圧水素用容器の内面側（高圧水素に接触する側）を模擬していることになる。
【００８３】
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厚さ方向のＨＲＣ測定用試験片を採取した。
【００８４】
すなわち、焼入れままの板材の圧延方向に試験片を採取し、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。なお、焼入れままの旧オーステナイト粒は、焼戻ししてもそのサイズに変化がないため、この焼入れままの旧オーステナイト粒度番号を焼戻し後の旧オーステナイト粒度番号と見なした。
【００８５】
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、非水冷面の近傍（具体的には、表面から３ｍｍの位置）のＨＲＣを１０点測定し、その算術平均値を「５０Ｃ＋２６」の値と比較した。
【００８６】
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、ＨＲＣ測定用試験片、引張試験片、および耐水素脆化特性調査用の試験片を採取した。
【００８７】
すなわち、各板厚まま×２０ｍｍ×２０ｍｍの寸法の試験片を採取し、板厚方向のＨＲＣを測定した。具体的には、水冷面近傍（表面から３ｍｍの位置）と非水冷面近傍（表面から３ｍｍの位置）のＨＲＣを各１０点測定しそれぞれ１０点の算術平均値を、水冷面近傍のＨＲＣ（ＨＲ’）および非水冷面近傍のＨＲＣ（ＨＩ’）とし、下記の[3']式で表される硬度差（ΔＨ’）を求めた。なお、上記のΔＨ’は前記[3]式で表される高圧水素用容器の内外面の硬度差（ΔＨ）に相当する。
ΔＨ’＝ＨＯ’−ＨＩ’・・・[3']
【００８８】
また、焼戻し後の板材の非水冷面の直下から、圧延方向に、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を求めた。
【００８９】
さらに、焼戻し後の板材の非水冷面の直下から、圧延方向に、平行部直径が３ｍｍで、中央部に１ｍｍ深さの環状切欠を付与した試験片を採取した。切欠は６０゜のＶ型で、切欠底の半径は０．１ｍｍとした。この試験片を用いて、常温大気中または常温の７０ＭＰａの高圧水素ガス中で、ひずみ速度３×１０-6／ｓで引張試験を行い、破断強度を測定し、大気中での破断強度（Ｔ１）と高圧水素ガス中での破断強度（Ｔ２）から、下記[4]式を用いて相対切欠破断強度を算出し、この値が８０％以上であることを目標とした。これは、上記相対切欠破断強度が８０％以上であれば、水素による強度の低下は軽微であり、耐水素ガス脆化特性に優れると判断できるからである。
（Ｔ１／Ｔ２）×１００・・・[4]。
【００９０】
表２に、上記の各試験結果を併せて示す。また、図１に、鋼Ａおよび鋼Ｏを用いた表２中の試験番号１、試験番号１８および試験番号２７〜３２を一例にして、片面焼入れの場合の板厚と相対切欠破断強度との関係を整理して示す。
【００９１】
【表２】
0006554844.tif 000003
【００９２】
表２から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜１４は、板厚が３５〜５０ｍｍと大きいにも拘わらず、いずれも相対切欠破断強度が８０％を大きく超えており、耐水素ガス脆化特性に優れていることが明らかである。なお、参考例として示す試験番号２７〜３２のように板厚が１５〜２５ｍｍと小さい場合には、化学組成が本発明で規定する条件を満たす満たさないに関係なく、相対切欠破断強度が８０％を大きく超えており、耐水素ガス脆化特性に優れている。なお、上記の試験番号１〜１４および試験番号２７〜３２の場合、いずれも焼入れままの非水冷面の近傍（具体的には、表面から３ｍｍの位置）のＨＲＣが、前記「５０Ｃ＋２６」の値よりも十分大きい。このため、非水冷面側にも十分な割合でマルテンサイトを確保できているとともに、厚さ方向のマルテンサイトの分布も均一であると考えられる。
【００９３】
これに対して、比較例の試験番号１５〜２６は、いずれも相対切欠き破断強度が８０％未満であり、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。
【００９４】
試験番号１５は、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、焼入れの加熱温度が８５０℃で低いため、焼入れままの非水冷面近傍のＨＲＣが前記「５０Ｃ＋２６」の値よりも小さく、非水冷面側では十分な割合でマルテンサイトが確保できていない。このため、前記[3']式で表される硬度差ΔＨ’も５．０を超える８．０で、板厚方向のマルテンサイトの割合とその分布の均一性が低くなって、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。
【００９５】
鋼Ａを用いた試験番号１６は、旧オーステナイト粒のＡＳＴＭ粒度番号が９．０を下回る８．５と小さいため、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。
【００９６】
鋼Ａを用いた試験番号１７は、８００〜５００℃の温度域における平均冷却速度が小さいので、焼入れままの非水冷面近傍のＨＲＣが前記「５０Ｃ＋２６」の値よりも小さく、非水冷面側では十分な割合でマルテンサイトが確保できていない。このため、引張強さが８４５ＭＰａで本発明の規定値を下回り、さらに、前記[3']式で表される硬度差ΔＨ’も５．０を遙かに超える１０．４で、板厚方向のマルテンサイトの割合とその分布の均一性も低くなって、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。
【００９７】
試験番号１８は、用いた鋼ＯのＢ含有量が０．０００２％と低く、焼入れによって厚さ方向に十分かつ均一なマルテンサイト組織が得られないので、焼入れままの非水冷面近傍のＨＲＣが前記「５０Ｃ＋２６」の値よりも小さく、非水冷面側では十分な割合でマルテンサイトが確保できていないし、前記[3']式で表される硬度差ΔＨ’も５．０を超える８．４であり、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。
【００９８】
試験番号１９は、用いた鋼ＰのＣ含有量が０．２６％と低く、厚さ方向のマルテンサイトの分布が不均一なため、前記[3']式で表される硬度差ΔＨ’が５．０を超える７．５であり、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。
【００９９】
試験番号２０は、用いた鋼ＱのＳｉ含有量が１．４５％と高く、軟質相であるフェライト相の析出が促進したうえに、前記[3']式で表される硬度差ΔＨ’が５．０を超える５．５であり、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。
【０１００】
試験番号２１および試験番号２２は、用いた鋼Ｒおよび鋼ＳのＦｎ１がそれぞれ、１．４４および１．４７であり、ともに１．５０より小さい。このため、十分な焼入れ性向上効果が得られず、焼入れままの非水冷面の近傍のＨＲＣが、前記「５０Ｃ＋２６」の値よりも小さいため、非水冷面側では十分な割合でマルテンサイトが確保できていないし、板厚方向のマルテンサイトの割合とその分布の均一性が低くなって、前記[3']式で表される硬度差ΔＨ’も５．０より大きい８．８および８．３であり、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。
【０１０１】
試験番号２３および試験番号２４は、用いた鋼Ｔおよび鋼ＵのＦｎ１がそれぞれ、２．８２および２．６８であり、ともに２．５０より大きい。このため、厚さ方向の焼入れ性が不均一となり、前記[3']式で表される硬度差ΔＨ’が５．０より大きい７．２および６．９であり、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。
【０１０２】
試験番号２５は、用いた鋼ＶのＰ含有量が０．０３５％と高いために、また、試験番号２６は、用いた鋼ＷのＳ含有量が０．０１３％と高いために、いずれも耐水素ガス脆化特性に劣っていた。
【０１０３】
さらに、図１に示すように、本発明で規定する化学組成条件から外れる鋼Ｏを用いた場合、板厚が３０ｍｍ以上になると、片面焼入れでは耐水素ガス脆化特性が低下することも明らかである。
【産業上の利用可能性】
【０１０４】
本発明によれば、引張強さが８５０ＭＰａ以上の強度を有し、かつ厚さが３０ｍｍ以上の部位を有していても、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圧水素用容器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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