JP6455342B2 - 高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材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

Description

本発明は、高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材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Ｍｎ鋼鋼材に関し、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、単に「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、優れた耐水素ガス脆化特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による脆化（以下「水素ガス脆化」という。）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、８００ＭＰａ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１〜３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

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、特に引張強さが８００ＭＰａ以上の場合には、水素ガス脆化を起こすことがあり、上記のような高圧の水素ガス環境では安定して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（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。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。

上記のように、これまでは８００ＭＰａ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８００ＭＰａ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）〜（ｆ）の知見を得た。

（ａ）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８００ＭＰａ以上の引張強さが得られないことがある。

（ｂ）下記の[1]式で表されるＦｎ１が０．０５以上である高Ｍｎ鋼は、塑性変形、特に冷間加工によって、安定して８００ＭＰａ以上の引張強さを備える。
Ｆｎ１＝Ｃ＋４Ｎ・・・[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。

（ｃ）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、塑性変形時に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。

（ｄ）さらに、冷間加工された高Ｍｎ鋼では、ＣおよびＮの含有量が水素ガス脆化に及ぼす作用が大きくなる。特に、前記の[1]式で表されるＦｎ１が０．４０を超える高Ｍｎ鋼は、冷間加工によって極めて７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で水素ガス脆化を生じやすくなる。

（ｅ）オーステナイトの安定度が低く、しかも冷間加工を受けて、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くなった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。

（ｆ）同様に、オーステナイトの安定度が低く、しかも冷間加工を受けて、金属組織中にｈｃｐ構造のεマルテンサイトの体積率が高くなった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。

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、バルブおよび継手にある。

（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：２０．０〜６０．０％、Ｎ：０．１０％未満、Ｎｉ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｃｏ：０〜５％、Ａｌ：０〜１％、Ｃｒ：０〜５％、Ｍｏ：０〜３％、Ｗ：０〜６％、Ｖ：０〜１．０％、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、０．０５≦Ｆｎ１≦０．４０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％、かつ上記構造相の合計：１００％であり、結晶粒のアスペクト比：２．０超えであり、
引張強さが８００ＭＰａ以上である、
高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。
Ｆｎ１＝Ｃ＋４Ｎ・・・[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。

（２）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）質量％で、Ａｌ：０．００５〜１％、Ｃｒ：０．１〜５％、Ｍｏ：０．１〜３％、Ｗ：０．１〜６％、Ｖ：０．０１〜１．０％、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）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（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８００ＭＰａ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、この高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：０．４０％未満
Ｃは、オーステナイトの安定化および冷間加工後の高強度化に有効な元素である。しかし、過剰なＣ含有量は、冷間加工によって、高Ｍｎ鋼鋼材中に積層欠陥の生成を促進し、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０．４０％未満とする。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、また、より好ましい上限は０．１０％である。なお、Ｃ含有量は、前記[1]式で表されるＦｎ１が、０．０５≦Ｆｎ１≦０．４０も満たす必要がある。

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：２０．０〜６０．０％
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２０．０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎを６０．０％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２０．０〜６０．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は３０．０％であり、より好ましい下限は３５．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は５０．０％であり、より好ましい上限は４５．０％である。

Ｎ：０．１０％未満
Ｎは、オーステナイトの安定化および冷間加工後の高強度化に有効な元素である。しかし、過剰なＮ含有量は、冷間加工によって、高Ｍｎ鋼鋼材中に積層欠陥の生成を促進し、耐水素ガス脆化特性を大きく低下させる。したがって、Ｎの含有量を０．１０％未満とする。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、また、より好ましい上限は０．０５％である。なお、Ｎ含有量は、前記[1]式で表されるＦｎ１が、０．０５≦Ｆｎ１≦０．４０も満たす必要がある。

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の量を１％以下とする。Ａｌの量は、０．５％以下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の量は、０．００５％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。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。

Ｃｒ：０〜５％
Ｃｒは、フェライト安定化元素である。一方、Ｃｒ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Ｃｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ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Ｃｒ含有量の上限を５％とする。Ｃｒ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、Ｃｒ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。

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。

Ｖ：０〜１．０％
Ｖは、フェライト安定化元素である。一方、Ｖ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Ｖを含有させてもよい。しかしながら、Ｖ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Ｖ含有量の上限を１．０％とする。Ｖ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、Ｖ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。

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の量を０．０２０％以下とする。Ｂの量は、０．０１％以下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の量は、０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。

上記したＡｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、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、０．０５≦Ｆｎ１≦０．４０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。

Ｆｎ１：０．０５以上で０．４０以下
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、０．０５≦Ｆｎ１≦０．４０である。
Ｆｎ１＝Ｃ＋４Ｎ・・・[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鋼鋼材におけるオーステナイトの安定化、冷間加工後の高強度化および耐水素ガス脆化特性確保の指標である。Ｆｎ１が０．０５以上で０．４０以下の場合に、オーステナイトの安定化と冷間加工後の高強度化が達成され、しかも良好な耐水素ガス脆化特性が確保される。Ｆｎ１の好ましい上限は０．３０であり、より好ましい上限は０．１０である。Ｆｎ１は、０．０５以上であれば、より０．０５に近いことが望ましい。

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、８００ＭＰａ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％、かつ上記構造相の合計：１００％であり、結晶粒のアスペクト比：２．０超えである。

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、８００ＭＰａ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。

本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、上記金属組織における結晶粒のアスペクト比が２．０超えであれば、安定して８００ＭＰａ以上の引張強さを備えることができる。なお、本明細書における「結晶粒のアスペクト比」とは、結晶粒における、鋼材の圧延方向または鍛錬軸に平行な方向（以下、まとめて「長手方向」という。）での長径の平均値ａと、前記方向に垂直な方向（以下、「厚さ方向」という。）での長径の平均値ｂとの比「ａ／ｂ」を指す。なお、結晶粒のアスペクト比は、４．０以上であることが好ましい。

本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材のマトリックスの金属組織における結晶粒のアスペクト比は、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１０ｍｍ、幅が１０ｍｍで長さが２０ｍｍの寸法の試験片を採取する。
<2>上記試験片の厚さが１０ｍｍで長さが２０ｍｍの断面が被検面になるように樹脂埋めして鏡面研磨する。
<3>ビレラ溶液で腐食（エッチング）し、光学顕微鏡を用いて１００倍の倍率で適宜の面積の視野を観察する。
<4>切片法にて、結晶粒における、長手方向での長径の平均値ａおよび厚さ方向での長径の平均値ｂを求め、「ａ／ｂ」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８００ＭＰａ以上である。引張強さが８００ＭＰａ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。

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粗形状を有する鋼材に仕上げる。その後、固溶化熱処理を行う。

上記固溶化熱処理の条件は、析出物等を十分固溶させることができる温度、時間条件であればよい。具体的には、上記粗形状を有する鋼材のサイズにもよるが、通常は１０００〜１２００℃の温度域で、１０分以上の均熱保持とすればよい。上記固溶化熱処理において、均熱温度の好ましい下限は１０５０℃程度、好ましい上限は１１００℃程度であり、均熱保持時間の好ましい上限は６０分程度である。均熱後は、油冷以上の冷却速度で冷却することが望ましい。

上記固溶化熱処理を施した所要の粗形状を有する鋼材に対して、次に冷間加工を施して所要の形状を有する鋼材、さらには、配管、容器等所定形状の部材に仕上げる。この場合の冷間加工方法は、特に指定するものではなく、例えば、断面減少率が２０％以上となるような冷間加工を行えばよい。上記の冷間加工を行えば、結晶粒のアスペクト比が２．０超えになる。上記冷間加工において、断面減少率の好ましい下限は４０％程度である。

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〜Ｓ、鋼Ｘおよび鋼Ｚ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、表１における鋼Ｔ〜Ｗおよび鋼Ｙ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８０ｍｍ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１５〜６０ｍｍの板材に仕上げた。

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

各鋼について、上記固溶化熱処理した板材を用いて、表２に示す２０〜８０％のいずれかの断面減少率で冷間圧延を行い、各構造相の体積率を求めた。具体的には、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、各鋼について、上記冷間圧延した板材の厚さ方向中心部から、長手方向に厚さが１０ｍｍ、幅が１０ｍｍで長さが２０ｍｍの寸法の試験片を採取した。次いで、結晶粒における、長手方向での長径と厚さ方向での長径の双方を観察するために、厚さが１０ｍｍで長さが２０ｍｍの断面が被検面になるように樹脂埋めして鏡面研磨した後、ビレラ溶液で腐食（エッチング）し、以下に示す方法でマトリックスの金属組織における結晶粒のアスペクト比を求めた。

上記の厚さが１０ｍｍで長さが２０ｍｍの断面を被検面として、光学顕微鏡を用いて１００倍の倍率で５００μｍ×５００μｍの視野をランダムに５視野観察し、切片法にて、結晶粒における、長手方向での長径の平均値ａ（μｍ）および厚さ方向での長径の平均値ｂ（μｍ）を求めた。次いで、「ａ／ｂ」すなわち結晶粒のアスペクト比を算出した。

さらに、各鋼について、冷間圧延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、常温大気中で、ひずみ速度３×１０^-6／ｓで引張試験を行い、降伏強さ（０．２％耐力、ＹＳ１）、引張強さ（ＴＳ１）および破断伸び（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[2]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・・・[2]。

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１〜１９は本発明例である。ＴＳが８００ＭＰａ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５０％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。

試験番号２０は参考例であり、相対破断伸びは９２％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２０は、用いた鋼ＴのＦｎ１が本発明で規定する化学組成条件から外れる０．０３３であるため、冷間圧延してもＴＳが７０５ＭＰａと低く、本発明で規定する下限値の８００ＭＰａに達しなかった。

試験番号２１〜２６は比較例である。上記の比較例は、いずれも相対破断伸びが５０％未満であり、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。

試験番号２１は、用いた鋼ＵのＣ含有量およびＦｎ１がそれぞれ、０．４５３％および０．５２５で、いずれも本発明で規定する化学組成条件から外れるため、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。

試験番号２２は、用いた鋼ＶのＭｎ含有量が１９．８２％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２６％およびｈｃｐ構造相が７４％で規定を満たさないため、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。

試験番号２３は、用いた鋼ＷのＦｎ１が本発明で規定する化学組成条件から外れる０．４９５であるため、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。

試験番号２４は、用いた鋼Ｘの化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、マトリックスの金属組織におえる体積率が、ｆｃｃ構造相が３０％およびｈｃｐ構造相が７０％で規定を満たさないため、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。

試験番号２５は、試験番号２３と同様に、用いた鋼ＹのＦｎ１が本発明で規定する化学組成条件から外れる０．４７０であるため、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。

試験番号２６は、用いた鋼Ｚの化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、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ため、耐水素ガス脆化特性に劣っていた。

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８００ＭＰａ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、この高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 (6)

1. 化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：２０．０〜６０．０％、Ｎ：０．１０％未満、Ｎｉ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｃｏ：０〜５％、Ａｌ：０〜１％、Ｃｒ：０〜５％、Ｍｏ：０〜３％、Ｗ：０〜６％、Ｖ：０〜１．０％、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、０．０５≦Ｆｎ１≦０．４０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％、かつ上記構造相の合計：１００％であり、結晶粒のアスペクト比：２．０超えであり、
   引張強さが８００ＭＰａ以上である、
   高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。
   Ｆｎ１＝Ｃ＋４Ｎ・・・[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。
2. 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. 質量％で、Ａｌ：０．００５〜１％、Ｃｒ：０．１〜５％、Ｍｏ：０．１〜３％、Ｗ：０．１〜６％、Ｖ：０．０１〜１．０％、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. 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。