JP2022068942A

JP2022068942A - High-pressure hydrogen gas environmental steel materials and their manufacturing methods

Info

Publication number: JP2022068942A
Application number: JP2020177787A
Authority: JP
Inventors: 彰英長尾; Akihide Nagao
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2020-10-23
Filing date: 2020-10-23
Publication date: 2022-05-11
Anticipated expiration: 2040-10-23
Also published as: JP7371604B2

Abstract

To provide a steel material for high-pressure hydrogen gas environment, and a method for manufacturing the material.SOLUTION: Hydrogen permeation resistance properties under a high-pressure hydrogen gas environment of a steel material are improved by allowing the material to contain Ni by 0.5 mass% or more, Cu by 0.2 mass% or more, and Mo by 0.2 mass% or more. Specifically, the steel material has a composition including Ni:0.5 to 5.0%, Cu:0.2 to 5.0% and Mo:0.2 to 5.0% by mass%, and containing C:0.04 to 0.50%, Si:0.05% or more and less than 0.50%, Mn:0.5 to 2.0%, Al:0.01 to 0.10%, N:0.0005 to 0.0080%, P:0.05% or less, S:0.01% or less, and O:0.01% or less. In addition to the above-described composition, the material may have a composition containing one or more kinds selected from Cr, W, Nb, Ti, V and B. Further, the material may contain one or more kinds selected from Nd, Ca, Mg and REM. Note that the above-described steel material can be manufactured by hot-rolling a steel raw material having the above-described composition, forming the material into a prescribed shape, then re-heating quenching/tempering, and performing treatment such as accelerated cooling and direct quenching/tempering.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、高圧水素ガス環境用として好適な鋼材およびその製造方法に係り、とくに高圧水素ガス環境下における鋼材の耐水素透過特性の向上に関する。 The present invention relates to a steel material suitable for a high-pressure hydrogen gas environment and a method for producing the same, and particularly to an improvement in hydrogen permeation resistance of the steel material in a high-pressure hydrogen gas environment.

近年、クリーンなエネルギー源として、また、エネルギーの多様化の観点から、世界的に水素が大きく注目されている。特に、高圧水素ガスを燃料源とする燃料電池自動車に対する期待は大きく、燃料電池自動車の開発が世界的に広く進められており、一部では、すでに実用化されている。 In recent years, hydrogen has attracted a great deal of attention worldwide as a clean energy source and from the viewpoint of energy diversification. In particular, expectations are high for fuel cell vehicles that use high-pressure hydrogen gas as a fuel source, and the development of fuel cell vehicles is being widely promoted worldwide, and some have already been put into practical use.

燃料電池自動車は、従来のガソリンの代わりに水素をタンクに詰めて走行する。そのため、ガソリンスタンドに代わって燃料補給を行う水素ステーションが必要となる。燃料電池自動車の普及のためには、燃料補給を行う水素ステーションを一般市街地に数多く建設することが肝要となる。 Fuel cell vehicles run by filling tanks with hydrogen instead of conventional gasoline. Therefore, a hydrogen station that refuels instead of a gas station is required. In order to popularize fuel cell vehicles, it is important to construct many hydrogen stations for refueling in general urban areas.

水素ステーションでは、高圧で貯蔵する水素蓄圧器から車載の水素燃料タンクへ水素を、差圧式で直接充填する形式が一般的である。車載の水素燃料タンクへの充填圧力は、航続距離をガソリン車並とするために、70MPa級とすることが目標とされている。そのため、水素ステーションの蓄圧器の設計圧力は、それより高い82MPa級とする必要があるとされている。このようなことから、水素ステーションの蓄圧器には、高圧水素ガス環境下で、水素を安全に貯蔵、供給できることが要求されることになる。 In hydrogen stations, it is common to directly fill a hydrogen fuel tank in a vehicle from a hydrogen accumulator that stores at high pressure with a differential pressure method. The filling pressure for the on-board hydrogen fuel tank is targeted to be 70MPa class in order to make the cruising range comparable to that of gasoline-powered vehicles. Therefore, it is said that the design pressure of the accumulator of the hydrogen station needs to be 82MPa class, which is higher than that. For these reasons, the accumulator of a hydrogen station is required to be able to safely store and supply hydrogen in a high-pressure hydrogen gas environment.

また、水素ガスを大量に輸送するために、パイプラインを利用することも考えられる。この場合、輸送圧力は10MPa級となり、ラインパイプは、10MPa級、場合によってはさらに高圧の水素ガス圧に晒されることになる。 It is also conceivable to use a pipeline to transport a large amount of hydrogen gas. In this case, the transport pressure will be in the 10 MPa class, and the line pipe will be exposed to the hydrogen gas pressure in the 10 MPa class, and in some cases even higher.

このように、高圧水素ガスを貯蔵、供給するための水素ステーションの蓄圧器や、水素ガスの大量輸送に利用されるラインパイプ等の水素用鋼構造物は、高圧水素ガス環境に晒されながら使用される。 In this way, hydrogen station accumulators for storing and supplying high-pressure hydrogen gas and hydrogen steel structures such as line pipes used for mass transportation of hydrogen gas are used while being exposed to the high-pressure hydrogen gas environment. Will be done.

鋼構造物用の材料としては、まず、低価格でかつ高強度であるという利点を有する低合金系鋼材が考えられる。しかし、低合金系鋼材は、水素が侵入すると脆化する、いわゆる「水素脆化」しやすいという問題がある。 As a material for a steel structure, first, a low alloy steel material having an advantage of low price and high strength can be considered. However, low alloy steel materials have a problem that they are easily embrittled when hydrogen invades, that is, so-called "hydrogen embrittlement".

このため、高圧水素ガス環境下で使用される鋼構造物には、従来から、低合金鋼より水素脆化しがたい、SUS316L等のオーステナイト系ステンレス鋼が利用されてきた。しかし、SUS316L等のオーステナイト系ステンレス鋼は鋼材のコストが高いことに加えて、強度が低いため、高い水素圧に耐えうるように設計すると、肉厚が厚くなり、水素用構造物自体の価格も高価となる。そのため、水素用鋼構造物向けとして、より安価で、かつ高圧水素ガス環境にも耐えうる低合金系鋼材が強く要望されてきた。 For this reason, austenitic stainless steels such as SUS316L, which are less prone to hydrogen brittle than low alloy steels, have been conventionally used for steel structures used in a high-pressure hydrogen gas environment. However, austenitic stainless steels such as SUS316L have high steel costs and low strength, so if they are designed to withstand high hydrogen pressure, the wall thickness will increase and the price of the hydrogen structure itself will increase. It will be expensive. Therefore, there has been a strong demand for low-alloy steel materials that are cheaper and can withstand a high-pressure hydrogen gas environment for hydrogen steel structures.

このような要望に対し、例えば、特許文献１には、高圧水素環境用鋼が提案されている。特許文献１に記載された高圧水素環境用鋼は、高圧水素環境下で使用される鋼であって、質量％で、C：0.03～0.18％、Si：0.1～0.5％、Mn：0.2～1.8％、P：0.025％以下、S：0.002～0.02％、Sol.Al：0.01～0.10％、Ca：0.001～0.10％、あるいはさらにV：0.03～0.3％を含み、Ca/S：1.5未満または11以上で、残部Feおよび不純物からなる化学組成を有する鋼である。特許文献１に記載された技術では、拡散性水素のトラップサイトとして、MnSやCa系複合介在物、さらにはVCを形成して、拡散性水素を非拡散性水素として、拡散性水素濃度を低減し拡散性水素による脆化を抑制する、としている。 In response to such a request, for example, Patent Document 1 proposes a high-pressure hydrogen environmental steel. The high-pressure hydrogen environmental steel described in Patent Document 1 is a steel used in a high-pressure hydrogen environment, in terms of mass%, C: 0.03 to 0.18%, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 0.2 to 1.8. %, P: 0.025% or less, S: 0.002 to 0.02%, Sol.Al: 0.01 to 0.10%, Ca: 0.001 to 0.10%, or even V: 0.03 to 0.3%, Ca / S: less than 1.5 or 11 The above is a steel having a chemical composition consisting of the balance Fe and impurities. In the technique described in Patent Document 1, MnS, Ca-based composite inclusions, and VC are formed as diffusible hydrogen trap sites, and diffusible hydrogen is regarded as non-diffusible hydrogen to reduce the diffusible hydrogen concentration. It is said that it suppresses brittleness caused by diffusible hydrogen.

また、特許文献２には、耐高圧水素環境脆化特性に優れた低合金高強度鋼が提案されている。特許文献２に記載された低合金高強度鋼は、質量％で、C：0.10～0.20％、Si：0.10～0.40％、Mn：0.50～1.20％、P：0.005％以下、S：0.005％以下、Cr：0.20～0.80％、Cu：0.10～0.50％、Mo：0.10～1.00％、V：0.01～0.10％、B：0.0005～0.005％、N：0.01％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する高強度鋼であり、920℃以上での焼き入れを行ったのち、600～640℃の範囲という比較的高い温度で焼戻し処理を行い、引張強さ：900～950MPaの極めて狭い範囲に調整することが好ましいとしている。これにより、45MPa水素雰囲気中でも、優れた伸び、絞り特性を示す、耐高圧水素環境脆化特性に優れた低合金高強度鋼となるとしている。 Further, Patent Document 2 proposes a low-alloy high-strength steel having excellent high-pressure hydrogen environment embrittlement resistance. The low-alloy high-strength steel described in Patent Document 2 has a mass% of C: 0.10 to 0.20%, Si: 0.10 to 0.40%, Mn: 0.50 to 1.20%, P: 0.005% or less, S: 0.005% or less. , Cr: 0.20 to 0.80%, Cu: 0.10 to 0.50%, Mo: 0.10 to 1.00%, V: 0.01 to 0.10%, B: 0.0005 to 0.005%, N: 0.01% or less, balance Fe and inevitable It is a high-strength steel with a composition consisting of impurities. After quenching at 920 ° C or higher, it is tempered at a relatively high temperature in the range of 600 to 640 ° C, and its tensile strength is extremely high at 900 to 950 MPa. It is preferable to adjust to a narrow range. As a result, it is said that it will be a low-alloy high-strength steel with excellent high-pressure hydrogen environment embrittlement resistance, which shows excellent elongation and drawing characteristics even in a 45MPa hydrogen atmosphere.

また、特許文献３には、耐高圧水素環境脆化特性に優れた低合金高強度鋼が提案されている。特許文献３に記載された低合金高強度鋼は、質量％で、C：0.10～0.20％、Si：0.10～0.40％、Mn：0.50～1.20％、P：0.005％以下、S：0.002％以下、Ni：0.75～1.75％、Cr：0.20～0.80％、Cu：0.10～0.50％、Mo：0.10～1.00％、V：0.01～0.10％、B：0.0005～0.005％、N：0.01％以下を含有し、さらに、Nb：0.01～0.10％及びTi：0.005～0.050％のうち１種または２種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有するCr－Mo系高強度低合金鋼であり、1000～1100℃で焼ならし、880～900℃の温度範囲から焼入れを行い、その後560～580℃という比較的高い温度で焼戻し処理を行い、調質後の結晶粒度番号が8.4以上の粒度で、引張強さ：900～950MPaの極めて狭い範囲に調整することが好ましいとしている。これにより、45MPa水素雰囲気中でも、優れた伸び、絞り特性を示す、耐高圧水素環境脆化特性に優れた低合金高強度鋼となるとしている。 Further, Patent Document 3 proposes a low-alloy high-strength steel having excellent high-pressure hydrogen environment embrittlement resistance. The low alloy high-strength steel described in Patent Document 3 has a mass% of C: 0.10 to 0.20%, Si: 0.10 to 0.40%, Mn: 0.50 to 1.20%, P: 0.005% or less, S: 0.002% or less. , Ni: 0.75 to 1.75%, Cr: 0.20 to 0.80%, Cu: 0.10 to 0.50%, Mo: 0.10 to 1.00%, V: 0.01 to 0.10%, B: 0.0005 to 0.005%, N: 0.01% or less Further, it is a Cr-Mo-based high-strength low-alloy steel containing 1 or 2 of Nb: 0.01 to 0.10% and Ti: 0.005 to 0.050%, and the balance is composed of Fe and unavoidable impurities. Yes, it is baked at 1000 to 1100 ° C, hardened from the temperature range of 880 to 900 ° C, and then tempered at a relatively high temperature of 560 to 580 ° C, and the crystal grain size number after tempering is 8.4 or higher. It is preferable to adjust the grain size to a very narrow range of tensile strength: 900 to 950 MPa. As a result, it is said that it will be a low-alloy high-strength steel with excellent high-pressure hydrogen environment embrittlement resistance, which shows excellent elongation and drawing characteristics even in a 45MPa hydrogen atmosphere.

また、特許文献４には、高圧水素ガス環境用低合金鋼が提案されている。特許文献４に記載された低合金鋼は、質量％で、C：0.15～0.60％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.10％、Mo：0.5～3.0％、V：0.05～0.30％、O（酸素）：0.01％以下、N：0.03％以下を含有し、残部Feおよび不純物からなる組成を有し、かつ引張強さ：900MPa以上である高圧水素ガス環境用低合金鋼である。なお、上記した組成に加えてさらに、B：0.0003～0.003％を含有してもよいとしている。その際、N：0.010％以下に調整することが好ましいとしている。特許文献４に記載された技術によれば、Vを添加し、さらに既存の鋼よりもMo含有量を増加させ、焼戻し温度を高くして、V－Mo系炭化物を活用することで、粒界の炭化物形態が改善され、耐水素環境脆化特性が大きく向上するとしている。 Further, Patent Document 4 proposes a low alloy steel for high pressure hydrogen gas environment. The low alloy steel described in Patent Document 4 has a mass% of C: 0.15 to 0.60%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.05 to 3.0%, P: 0.025% or less, S: 0.010% or less, Al. : 0.005 to 0.10%, Mo: 0.5 to 3.0%, V: 0.05 to 0.30%, O (oxygen): 0.01% or less, N: 0.03% or less, and has a composition consisting of the balance Fe and impurities. Tensile strength: High-pressure hydrogen gas low alloy steel for environmental use with a tensile strength of 900 MPa or more. In addition to the above composition, B: 0.0003 to 0.003% may be further contained. At that time, it is preferable to adjust N: 0.010% or less. According to the technique described in Patent Document 4, V is added, the Mo content is increased as compared with the existing steel, the tempering temperature is raised, and the grain boundary is utilized by utilizing the V-Mo-based carbide. It is said that the carbide morphology of molybdenum will be improved and the embrittlement resistance to hydrogen environment will be greatly improved.

また、特許文献５には、耐水素性に優れた高圧水素ガス貯蔵容器用鋼が提案されている。特許文献５に記載された高圧水素ガス貯蔵容器用鋼は、質量％で、C：0.12～0.15％、Si：0.01～0.10％、Mn：0.30～0.60％、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Cr：2.00～2.50％、Mo：0.90～1.20％、V：0.20～0.35％、Nb：0.01～0.06％、Ti：0.002～0.030％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなり、MC系炭化物析出指数MCI＝（0.24V＋0.06Mo）/Cが0.70以上を満足する組成を有する鋼である。特許文献５に記載された技術によれば、上記した組成を有する鋼に、鋼板製造時に、焼準処理の後に長時間の応力除去焼鈍を施すことで、MC系炭化物（Mo、V）Cが微細かつ高密度に分散析出し、鋼の耐水素脆化特性等の耐水素性が向上するとしている。 Further, Patent Document 5 proposes a steel for a high-pressure hydrogen gas storage container having excellent hydrogen resistance. The high-pressure hydrogen gas storage container steel described in Patent Document 5 has C: 0.12 to 0.15%, Si: 0.01 to 0.10%, Mn: 0.30 to 0.60%, P: 0.02% or less, S: 0.005 in mass%. % Or less, Cr: 2.00 to 2.50%, Mo: 0.90 to 1.20%, V: 0.20 to 0.35%, Nb: 0.01 to 0.06%, Ti: 0.002 to 0.030%, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities. MC-based carbide precipitation index MCI = (0.24V + 0.06Mo) / C is a steel having a composition satisfying 0.70 or more. According to the technique described in Patent Document 5, MC-based carbon dioxide (Mo, V) C is produced by subjecting steel having the above composition to long-term stress-relief annealing after normalizing treatment at the time of steel sheet production. It is said that fine and dense dispersion and precipitation will improve the hydrogen resistance such as hydrogen embrittlement resistance of steel.

また、特許文献６には、高圧水素貯蔵用鋼材が提案されている。特許文献６に記載された鋼材は、質量％で、C：0.05～0.12％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.6超～1.8％、P：0.02％以下、S：0.003％以下、Al：0.01～0.08％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなり、金属組織が面積分率90％以上のベイナイト主体組織で、ベイナイト中に平均粒径50nm以下で、平均アスペクト比3以下のセメンタイトが分散析出している鋼材である。特許文献６に記載された技術によれば、アスペクト比が小さく微細なセメンタイトを分散させることにより、高圧水素雰囲気からの水素侵入量を低減することができ、さらに母材靭性も向上し、水素による脆化が抑制されるとしている。 Further, Patent Document 6 proposes a steel material for storing high-pressure hydrogen. The steel materials described in Patent Document 6 have a mass% of C: 0.05 to 0.12%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: more than 0.6 to 1.8%, P: 0.02% or less, S: 0.003% or less, Al: It contains 0.01-0.08%, is composed of the balance Fe and unavoidable impurities, and has a bainite-based structure with a metal structure of 90% or more in area. It is a steel material that is dispersed and precipitated. According to the technique described in Patent Document 6, by dispersing fine cementite having a small aspect ratio, it is possible to reduce the amount of hydrogen invading from a high-pressure hydrogen atmosphere, further improve the toughness of the base metal, and use hydrogen. It is said that embrittlement is suppressed.

また、特許文献７には、高圧水素貯蔵容器用高強度鋼材が提案されている。特許文献７に記載された高強度鋼材は、質量％で、C：0.05～0.15％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.6超～2.5％、P：0.02％以下、S：0.003％以下、Al：0.01～0.08％を含有し、且つPcmが0.19以上で、残部Fe及び不可避的不純物からなり、金属組織が面積分率70％以上の下部ベイナイトと面積分率3％以下の島状マルテンサイトを備え、引張強さが780MPa以上を有する高強度鋼材である。特許文献７に記載された技術によれば、下部ベイナイト組織としセメンタイトを微細析出させて、また粗大セメンタイトおよび島状マルテンサイトの生成を抑制して、水素侵入を抑制し、高圧水素環境下での脆化や延性低下を防止させるとしている。 Further, Patent Document 7 proposes a high-strength steel material for a high-pressure hydrogen storage container. The high-strength steel material described in Patent Document 7 has a mass% of C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: more than 0.6 to 2.5%, P: 0.02% or less, S: 0.003% or less, Al: Contains 0.01-0.08%, Pcm is 0.19 or more, the balance is Fe and unavoidable impurities, and the metal structure is lower bainite with an area fraction of 70% or more and island martensite with an area fraction of 3% or less. It is a high-strength steel material having a tensile strength of 780 MPa or more. According to the technique described in Patent Document 7, cementite is finely precipitated as a lower bainite structure, and the formation of coarse cementite and island-like martensite is suppressed to suppress hydrogen invasion and under a high-pressure hydrogen environment. It is said to prevent embrittlement and decrease in ductility.

また、特許文献８には、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記載されている。特許文献８に記載された鋼材は、質量％で、C：0.05～0.60％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.3～3.0％、P：0.001～0.040％、S：0.0001～0.010％、N：0.0001～0.0060％、Al：0.01～1.5％を含有し、さらにTi：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.20％、V：0.01％以上0.05％未満の１種または２種以上を含有し、かつ、B：0.0001～0.01％、Mo：0.005～2.0％、Cr：0.005～3.0％の１種または２種以上を含有する成分組成と、体積率で95％以上が焼戻しマルテンサイトであり、Ti、Nb、Vのいずれか１種以上と炭素、窒素のいずれか１種以上とを有する直径100nm以下の析出物の密度が50個/μm²以上であり、旧オーステナイト粒径が3μm以上である組織を有する鋼材である。特許文献８に記載された技術によれば、80MPa以上の高圧水素環境下で疲労き裂進展速度を従来鋼より飛躍的に低減でき、高圧水素環境下で使用される水素用蓄圧器等の使用寿命を改善でき、高圧水素環境下で使用される水素貯蔵容器の安全性を向上できるとしている。 Further, Patent Document 8 describes a steel material having excellent fatigue crack growth resistance in a high-pressure hydrogen environment. The steel materials described in Patent Document 8 are, in mass%, C: 0.05 to 0.60%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 0.3 to 3.0%, P: 0.001 to 0.040%, S: 0.0001 to 0.010%, N. : 0.0001 to 0.0060%, Al: 0.01 to 1.5%, Ti: 0.01 to 0.20%, Nb: 0.01 to 0.20%, V: 0.01% or more and less than 0.05% In addition, the component composition containing one or more of B: 0.0001 to 0.01%, Mo: 0.005 to 2.0%, Cr: 0.005 to 3.0%, and 95% or more by volume are tempered martensite, Ti. , Nb, V, and one or more of carbon and nitrogen, and the density of precipitates with a diameter of 100 nm or less is 50 pieces / μm ² or more, and the old austenite particle size is 3 μm or more. It is a steel material with a structure. According to the technique described in Patent Document 8, the fatigue crack growth rate can be dramatically reduced in a high pressure hydrogen environment of 80 MPa or more as compared with conventional steel, and the use of a hydrogen accumulator or the like used in a high pressure hydrogen environment. It is said that the life can be improved and the safety of hydrogen storage containers used in a high-pressure hydrogen environment can be improved.

特開2005－2386号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-2386 特開2009－46737号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-46737 特開2009－275249号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2009-275249 特開2009－74122号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2009-74122 特開2010－37655号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2010-37655 特開2012－107332号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2012-107332 特開2012－107333号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2012-107333 特許第5633664号公報Japanese Patent No. 5633664

特に、高圧水素ガス環境下で使用する水素用蓄圧器のような鋼構造物では、水素の充填、放出を繰り返し行うため、構造物(容器)に繰返し応力が与えられる。そのため、水素用蓄圧器のような鋼構造物を設計する際には、応力による疲労破壊を考慮することが必須となる。高圧水素ガス環境下で使用する鋼構造物の疲労破壊は、鋼材中へ水素ガスが侵入し、鋼材が水素脆化することにより引き起こされる。 In particular, in a steel structure such as a pressure accumulator for hydrogen used in a high-pressure hydrogen gas environment, hydrogen is repeatedly filled and released, so that the structure (container) is repeatedly stressed. Therefore, when designing a steel structure such as a pressure accumulator for hydrogen, it is essential to consider fatigue fracture due to stress. Fatigue fracture of a steel structure used in a high-pressure hydrogen gas environment is caused by hydrogen gas invading the steel material and hydrogen embrittlement of the steel material.

そこで、本発明者は、鋼材への水素ガスの侵入（水素透過量）を抑制できれば、鋼材の水素による脆化が抑制され、高圧水素ガス環境下で使用する鋼構造物の長寿命化が達成でき、水素用鋼構造物の安全性が向上するものと考えた。 Therefore, if the present inventor can suppress the invasion of hydrogen gas into the steel material (hydrogen permeation amount), the embrittlement of the steel material due to hydrogen is suppressed, and the life of the steel structure used in the high pressure hydrogen gas environment is extended. It was thought that the safety of the steel structure for hydrogen would be improved.

本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、高圧水素ガス環境下で水素の透過量を少なくできる、耐水素透過特性に優れた高圧水素ガス環境用鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高圧水素ガス環境」とは、鋼構造物内部に収容された水素ガスの圧力が30MPa～110MPaの範囲である場合をいうものとする。また「耐水素透過特性に優れた」とは、高圧水素ガス環境下（圧力：100MPa、50℃）における鋼材の水素透過曲線を測定し、定常状態での水素透過量が、250×10¹⁰（H₂/s）以下である場合をいうものとする。 INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention provides a high-pressure hydrogen gas environmental steel material having excellent hydrogen permeation resistance, which can reduce the amount of hydrogen permeation in a high-pressure hydrogen gas environment, and a method for producing the same, by solving the above-mentioned problems of the prior art. The purpose. The term "high pressure hydrogen gas environment" as used herein means a case where the pressure of the hydrogen gas contained in the steel structure is in the range of 30 MPa to 110 MPa. "Excellent hydrogen permeation resistance" means that the hydrogen permeation curve of steel materials under high pressure hydrogen gas environment (pressure: 100MPa, 50 ° C) is measured, and the hydrogen permeation amount in the steady state is 250 × 10 ¹⁰ ( H ₂ / s) or less.

本発明者は、上記した目的を達成するために、耐水素透過特性に及ぼす化学成分など各種要因について、鋭意検討した。その結果、本発明者は、鋼材中に、所定量以上のNi、Cu、Moを含有させることが、鋼材の、高圧水素ガス環境下における耐水素透過特性の向上に有効であることを見出した。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventor has diligently studied various factors such as chemical components affecting hydrogen permeation resistance. As a result, the present inventor has found that containing a predetermined amount or more of Ni, Cu, and Mo in the steel material is effective in improving the hydrogen permeation resistance of the steel material in a high-pressure hydrogen gas environment. ..

本発明者の検討によれば、Ni、Cu、Moはいずれも、水素が鋼材表面での物理吸着状態から化学吸着状態へと変化する際のエネルギー障壁および化学吸着状態から鋼材中に侵入する際のエネルギー障壁を著しく上昇させる作用を有する。鋼材に所定量以上のNi、Cu、Moを含有させることにより、水素を含む雰囲気から鋼材への水素侵入量を著しく少なくすることができ、それにより、鋼材の耐水素透過特性が向上するものと本発明者は推察した。 According to the study of the present inventor, Ni, Cu, and Mo all have an energy barrier when hydrogen changes from a physically adsorbed state on the steel surface to a chemisorbed state and when it invades the steel material from the chemisorbed state. It has the effect of significantly increasing the energy barrier of. By containing Ni, Cu, and Mo in a predetermined amount or more in the steel material, the amount of hydrogen invading the steel material from the atmosphere containing hydrogen can be significantly reduced, thereby improving the hydrogen permeation resistance of the steel material. The present inventor inferred.

さらに、Ni、Cu、Moを含有することにより、鋼材の結晶格子に歪みが生じる。その歪みに水素がトラップされることにより、水素原子の移動が妨害され、その結果、耐水素透過特性が向上するものと、本発明者は推察した。 Further, the inclusion of Ni, Cu, and Mo causes distortion in the crystal lattice of the steel material. The present inventor speculates that the trapping of hydrogen in the strain hinders the movement of hydrogen atoms, and as a result, the hydrogen permeation resistance is improved.

本発明者の更なる検討によれば、このような効果は、0.5％以上のNi、0.2％以上のCuおよび0.2％以上のMoを含有させることにより、顕著となる。そこで、本発明では、質量％で、Ni：0.5％以上5.0％以下を含み、さらにCu：0.2％以上5.0％以下、Mo：0.2％以上5.0％以下を含有する組成を有する鋼材、とした。そして、このような鋼材製の水素用鋼構造物であれば、高圧水素ガス環境下であっても、使用寿命の長期間化や、鋼構造物の安全性の向上が期待できることを知見した。 According to further studies by the present inventor, such an effect becomes remarkable by containing 0.5% or more of Ni, 0.2% or more of Cu, and 0.2% or more of Mo. Therefore, in the present invention, a steel material having a composition containing Ni: 0.5% or more and 5.0% or less, Cu: 0.2% or more and 5.0% or less, and Mo: 0.2% or more and 5.0% or less in mass% is used. Then, it was found that such a steel structure for hydrogen made of steel can be expected to prolong the service life and improve the safety of the steel structure even in a high-pressure hydrogen gas environment.

本発明は、かかる新たな知見に基づき、更に検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は、次のとおりである。
[１]質量％で、C：0.04％以上0.50％以下、Si：0.05％以上0.50％以下、Mn：0.5％以上2.0％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以上0.10％以下、N：0.0005％以上0.0080％以下、O：0.01％以下を含み、さらにNi：0.5％以上5.0％以下、Cu：0.2％以上5.0％以下、Mo：0.2％以上5.0％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、引張強さ：560MPa以上で、高圧水素ガス環境下における耐水素透過特性に優れることを特徴とする高圧水素ガス環境用鋼材。
[２]前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.1％以上2.5％以下、W：0.05％以上2.00％以下、Nb：0.005％以上0.100％以下、Ti：0.005％以上0.100％以下、V：0.005％以上0.200％以下、B：0.0005％以上0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする[１]に記載の高圧水素ガス環境用鋼材。
[３]前記組成に加えてさらに、質量％で、Nd：0.005％以上1.000％以下、Ca：0.0005％以上0.0050％以下、Mg：0.0005％以上0.0050％以下、REM：0.0005％以上0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする[１]または[２]に記載の高圧水素ガス環境用鋼材。
[４][１]ないし[３]のいずれかに記載の高圧水素ガス環境用鋼材製であることを特徴とする高圧水素ガス環境用構造物。
[５]前記高圧水素ガス環境用構造物が、ラインパイプ又は蓄圧器であることを特徴とする[４]に記載の高圧水素ガス環境用構造物。
[６]質量％で、C：0.04％以上0.50％以下、Si：0.05％以上0.50％以下、Mn：0.5％以上2.0％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以上0.10％以下、N：0.0005％以上0.0080％以下、O：0.01％以下を含み、さらに、Ni：0.5％以上5.0％以下、Cu：0.2％以上5.0％以下、Mo：0.2％以上5.0％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、Ａc₃変態点以上に加熱し、熱間圧延を施して所定形状の鋼材としたのち、該鋼材に、
次に示すＡ処理、
Ａ処理：前記熱間圧延に引き続き、（Ａr₃変態点－50℃）以上の温度から冷却速度：1～200℃/ｓで、600℃以下の冷却停止温度まで冷却する加速冷却処理、
Ｂ処理、
Ｂ処理：前記熱間圧延に引き続き、（Ａr₃変態点－50℃）以上の温度から冷却速度1～200℃/ｓで、250℃以下の冷却停止温度まで冷却し、さらにＡc₁変態点以下の温度で焼戻しする直接焼入れ焼戻し処理、
Ｃ処理、
Ｃ処理：前記熱間圧延終了後、250℃以下の温度まで冷却したのち、再び、Ａc₃変態点以上に加熱したのち、水焼入れまたは油焼入れし、さらにＡc₁変態点以下の温度で焼戻しする再加熱焼入れ焼戻し処理
のうちの１つの処理を行い、引張強さ：560MPa以上で、高圧水素ガス環境下における耐水素透過特性に優れる鋼材とすることを特徴とする高圧水素ガス環境用鋼材の製造方法。
[７]質量％で、C：0.04％以上0.50％以下、Si：0.05％以上0.50％以下、Mn：0.5％以上2.0％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以上0.10％以下、N：0.0005％以上0.0080％以下、O：0.01％以下を含み、さらに、Ni：0.5％以上5.0％以下、Cu：0.2％以上5.0％以下、Mo：0.2％以上5.0％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、Ａc₃変態点以上に加熱して、熱間加工により継目無鋼管としたのち、250℃以下の温度まで冷却し、その後Ａc₃変態点以上に加熱したのち、水焼入れまたは油焼入れし、さらにＡc₁変態点以下の温度で焼戻しする再加熱焼入れ焼戻し処理を行い、引張強さ：560MPa以上で、高圧水素ガス環境下における耐水素透過特性に優れる継目無鋼管とすることを特徴とする高圧水素ガス環境用鋼材の製造方法。
[８]前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.1％以上2.5％以下、W：0.05％以上2.00％以下、Nb：0.005％以上0.100％以下、Ti：0.005％以上0.100％以下、V：0.005％以上0.200％以下、B：0.0005％以上0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする[６]または[７]に記載の高圧水素ガス環境用鋼材の製造方法。
[９]前記組成に加えてさらに、質量％で、Nd：0.005％以上1.000％以下、Ca：0.0005％以上0.0050％以下、Mg：0.0005％以上0.0050％以下、REM：0.0005％以上0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする[６]ないし[８]のいずれかに記載の高圧水素ガス環境用鋼材の製造方法。 The present invention has been completed with further studies based on such new findings. That is, the gist of the present invention is as follows.
[1] By mass%, C: 0.04% or more and 0.50% or less, Si: 0.05% or more and 0.50% or less, Mn: 0.5% or more and 2.0% or less, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01% Includes 0.10% or less, N: 0.0005% or more and 0.0080% or less, O: 0.01% or less, Ni: 0.5% or more and 5.0% or less, Cu: 0.2% or more and 5.0% or less, Mo: 0.2% or more and 5.0% or less. A steel material for high-pressure hydrogen gas environment, which contains a composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities, has a tensile strength of 560 MPa or more, and has excellent hydrogen permeation resistance in a high-pressure hydrogen gas environment.
[2] In addition to the above composition, in mass%, Cr: 0.1% or more and 2.5% or less, W: 0.05% or more and 2.00% or less, Nb: 0.005% or more and 0.100% or less, Ti: 0.005% or more and 0.100% or less, The high-pressure hydrogen gas environment according to [1], wherein the composition contains one or more selected from V: 0.005% or more and 0.200% or less, and B: 0.0005% or more and 0.0050% or less. Steel material.
[3] In addition to the above composition, in mass%, Nd: 0.005% or more and 1.000% or less, Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0050% or less, REM: 0.0005% or more and 0.0050% or less. The high-pressure hydrogen gas environmental steel material according to [1] or [2], which has a composition containing one or more selected from the above.
[4] The high-pressure hydrogen gas environmental structure according to any one of [1] to [3], which is made of a high-pressure hydrogen gas environmental steel material.
[5] The high-pressure hydrogen gas environmental structure according to [4], wherein the high-pressure hydrogen gas environmental structure is a line pipe or a pressure accumulator.
[6] In mass%, C: 0.04% or more and 0.50% or less, Si: 0.05% or more and 0.50% or less, Mn: 0.5% or more and 2.0% or less, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01% Includes 0.10% or less, N: 0.0005% or more and 0.0080% or less, O: 0.01% or less, Ni: 0.5% or more and 5.0% or less, Cu: 0.2% or more and 5.0% or less, Mo: 0.2% or more and 5.0% or less. A steel material having a composition containing the balance Fe and unavoidable impurities is heated to an Ac ₃ transformation point or higher and hot-rolled to obtain a steel material having a predetermined shape.
The following A process,
A treatment: Following the hot rolling, accelerated cooling treatment that cools from a temperature of (Ar ₃ transformation point -50 ° C) or higher to a cooling shutdown temperature of 600 ° C or lower at a cooling rate of 1 to 200 ° C / s.
B processing,
B treatment: Following the hot rolling, the mixture is cooled from a temperature of (Ar ₃ transformation point -50 ° C) or higher to a cooling stop temperature of 250 ° C or lower at a cooling rate of 1 to 200 ° C / s, and further cooled to an Ac ₁ transformation point or lower. Direct quenching tempering process, tempering at the temperature of
C processing,
C treatment: After the completion of the hot rolling, the mixture is cooled to a temperature of 250 ° C. or lower, heated again to an Ac ₃ transformation point or higher, then water-quenched or oil-quenched, and then tempered at a temperature of the Ac ₁ transformation point or lower. Manufacture of steel materials for high-pressure hydrogen gas environment, which is characterized by performing one of the reheating quenching and tempering treatments to obtain a steel material having a tensile strength of 560 MPa or more and excellent hydrogen permeation resistance in a high-pressure hydrogen gas environment. Method.
[7] By mass%, C: 0.04% or more and 0.50% or less, Si: 0.05% or more and 0.50% or less, Mn: 0.5% or more and 2.0% or less, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01% Includes 0.10% or less, N: 0.0005% or more and 0.0080% or less, O: 0.01% or less, Ni: 0.5% or more and 5.0% or less, Cu: 0.2% or more and 5.0% or less, Mo: 0.2% or more and 5.0% or less. A steel material having a composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities is heated to the Ac ₃ transformation point or higher to form a seamless steel tube by hot working, and then cooled to a temperature of 250 ° C. or lower, and then cooled to a temperature of 250 ° C. or lower. After heating above the Ac ₃ transformation point, it is water-quenched or oil-quenched, and then reheated and quenched at a temperature below the Ac ₁ transformation point. A method for manufacturing a steel material for high-pressure hydrogen gas environment, which is characterized by using a seamless steel pipe having excellent hydrogen permeation resistance.
[8] In addition to the above composition, in mass%, Cr: 0.1% or more and 2.5% or less, W: 0.05% or more and 2.00% or less, Nb: 0.005% or more and 0.100% or less, Ti: 0.005% or more and 0.100% or less, 6. The composition according to [6] or [7], wherein the composition contains one or more selected from V: 0.005% or more and 0.200% or less, and B: 0.0005% or more and 0.0050% or less. A method for manufacturing steel materials for high-pressure hydrogen gas environment.
[9] In addition to the above composition, in mass%, Nd: 0.005% or more and 1.000% or less, Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0050% or less, REM: 0.0005% or more and 0.0050% or less. The method for producing a high-pressure hydrogen gas environmental steel material according to any one of [6] to [8], wherein the composition contains one or more selected from the above.

本発明によれば、従来よりも、高圧水素ガス環境下で水素の透過量が少ない耐水素透過特性に優れた高圧水素ガス環境用鋼材を、安定して提供でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、高圧水素ガス環境下で使用される蓄圧器やラインパイプ等の鋼構造物を長寿命化でき、水素用鋼構造物の安全性が向上するという効果もある。 According to the present invention, it is possible to stably provide a steel material for a high-pressure hydrogen gas environment, which has a smaller amount of hydrogen permeation in a high-pressure hydrogen gas environment and has excellent hydrogen permeation resistance than in the past, and has a remarkable effect in industry. .. Further, according to the present invention, it is possible to extend the life of steel structures such as accumulators and line pipes used in a high-pressure hydrogen gas environment, and there is also an effect that the safety of steel structures for hydrogen is improved.

本発明高圧水素ガス環境用鋼材は、質量％で、C：0.04％以上0.50％以下、Si：0.05％以上0.50％以下、Mn：0.5％以上2.0％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以上0.10％以下、N：0.0005％以上0.0080％以下、O：0.01％以下を含み、さらにNi：0.5％以上5.0％以下、Cu：0.2％以上5.0％以下、Mo：0.2％以上5.0％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる基本組成を有する。以下、とくに断らない限り、組成における質量％は単に％で記す。 The high-pressure hydrogen gas environmental steel material of the present invention has C: 0.04% or more and 0.50% or less, Si: 0.05% or more and 0.50% or less, Mn: 0.5% or more and 2.0% or less, P: 0.05% or less, S: 0.01 in mass%. % Or less, Al: 0.01% or more and 0.10% or less, N: 0.0005% or more and 0.0080% or less, O: 0.01% or less, Ni: 0.5% or more and 5.0% or less, Cu: 0.2% or more and 5.0% or less, Mo: It contains 0.2% or more and 5.0% or less, and has a basic composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities. Hereinafter, unless otherwise specified, the mass% in the composition is simply expressed as%.

まず、組成の限定理由について説明する。 First, the reason for limiting the composition will be described.

本発明高圧水素ガス環境用鋼材は、所定量以上のNi、Cu、Moを含有することを特徴とする。Ni、Cu、Moはいずれも、水素を含む雰囲気から鋼材への水素侵入量を著しく少なくする作用を有する重要な元素であり、本発明では、Ni：0.5％以上5.0％以下、Cu：0.2％以上5.0％以下、Mo：0.2％以上5.0％以下含有させる。 The high-pressure hydrogen gas environmental steel material of the present invention is characterized by containing Ni, Cu, and Mo in a predetermined amount or more. Ni, Cu, and Mo are all important elements that have the effect of significantly reducing the amount of hydrogen infiltrated into steel from an atmosphere containing hydrogen. In the present invention, Ni: 0.5% or more and 5.0% or less, Cu: 0.2%. More than 5.0% or less, Mo: 0.2% or more and 5.0% or less.

Ni：0.5％以上5.0％以下
Niは、本発明における重要な元素であり、鋼材への水素侵入量を低減する作用を有する。このような効果は、Niを0.5％以上含有させることで顕著となる。一方、Ni含有量が5.0％を超えると、材料コストの高騰を招き、経済的に不利となる。このため、Ni含有量は0.5以上5.0％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.75％以上、より好ましくは1.0％以上である。 Ni: 0.5% or more and 5.0% or less
Ni is an important element in the present invention and has an effect of reducing the amount of hydrogen infiltrated into steel materials. Such an effect becomes remarkable when Ni is contained in an amount of 0.5% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 5.0%, the material cost will rise, which is economically disadvantageous. Therefore, the Ni content was limited to the range of 0.5 or more and 5.0% or less. It should be noted that it is preferably 0.75% or more, more preferably 1.0% or more.

Cu：0.2％以上5.0％以下
Cuは、Niと同様に、本発明において重要な元素であり、鋼材への水素侵入量を低減させる作用を有する。このような効果は、Cuを0.2％以上含有させることで顕著となる。一方、Cu含有量が5.0％を超えると、鋼素材加熱時や溶接時に割れが生じやすくなる。このため、Cu含有量は0.2％以上5.0％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5％以上、より好ましくは0.75％以上、さらに好ましくは1.0％以上である。なお、Ni、Moを0.5％以上含有させることで鋼材への水素侵入量が充分低くできる場合には、Cu含有量は0.5％未満であっても問題はない。 Cu: 0.2% or more and 5.0% or less
Like Ni, Cu is an important element in the present invention and has an effect of reducing the amount of hydrogen infiltrated into steel materials. Such an effect becomes remarkable when Cu is contained in an amount of 0.2% or more. On the other hand, when the Cu content exceeds 5.0%, cracks are likely to occur when the steel material is heated or welded. Therefore, the Cu content was limited to the range of 0.2% or more and 5.0% or less. It should be noted that it is preferably 0.5% or more, more preferably 0.75% or more, still more preferably 1.0% or more. If the amount of hydrogen infiltrated into the steel material can be sufficiently reduced by containing 0.5% or more of Ni and Mo, there is no problem even if the Cu content is less than 0.5%.

Mo：0.2％以上5.0％以下
Moは、Ni、Cuと同様に、本発明において重要な元素であり、鋼材への水素侵入量を低減させる作用を有する。このような効果は、Moを0.2％以上含有させることで顕著となる。一方、Mo含有量が5.0％を超えると、材料コストの高騰を招き、経済的に不利となる。このため、Mo含有量は0.2％以上5.0％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5％以上、より好ましくは0.75％以上、さらに好ましくは1.0％以上である。Ni、Cuを0.5％以上含有させることで鋼材への水素侵入量が充分小さくなる場合には、Mo含有量は0.5％未満であっても問題は無い。 Mo: 0.2% or more and 5.0% or less
Like Ni and Cu, Mo is an important element in the present invention and has an effect of reducing the amount of hydrogen infiltrated into steel materials. Such an effect becomes remarkable when Mo is contained in an amount of 0.2% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 5.0%, the material cost will rise, which is economically disadvantageous. Therefore, the Mo content was limited to the range of 0.2% or more and 5.0% or less. It should be noted that it is preferably 0.5% or more, more preferably 0.75% or more, still more preferably 1.0% or more. If the amount of hydrogen infiltrated into the steel material is sufficiently reduced by containing 0.5% or more of Ni and Cu, there is no problem even if the Mo content is less than 0.5%.

上記したNi、Cu、Mo以外に、本発明鋼材は、C：0.04％以上0.50％以下、Si：0.05％以上0.50％以下、Mn：0.5％以上2.0％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以上0.10％以下、N：0.0005％以上0.0080％以下、O：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる。 In addition to the above-mentioned Ni, Cu, and Mo, the steel material of the present invention has C: 0.04% or more and 0.50% or less, Si: 0.05% or more and 0.50% or less, Mn: 0.5% or more and 2.0% or less, P: 0.05% or less, S: It contains 0.01% or less, Al: 0.01% or more and 0.10% or less, N: 0.0005% or more and 0.0080% or less, O: 0.01% or less, and consists of the balance Fe and unavoidable impurities.

C：0.04％以上0.50％以下
Cは、焼入れ性を向上させる元素であり、本発明では、適度な焼入れ性を得るためにCは0.04％以上含有させる。一方、C含有量が0.50％を超えると、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させるとともに、溶接性を低下させる。このため、C含有量は0.04％以上0.50％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10％以上0.45％以下である。 C: 0.04% or more and 0.50% or less
C is an element that improves hardenability, and in the present invention, C is contained in an amount of 0.04% or more in order to obtain appropriate hardenability. On the other hand, when the C content exceeds 0.50%, the toughness of the base metal and the weld heat-affected zone is lowered, and the weldability is lowered. Therefore, the C content was limited to the range of 0.04% or more and 0.50% or less. It should be noted that it is preferably 0.10% or more and 0.45% or less.

Si：0.05％以上0.50％未満
Siは、製鋼段階における脱酸剤として作用するとともに、焼入れ性を向上させる元素であり、本発明では、Siは0.05％以上含有させる。一方、Si含有量が0.50％以上になると、粒界を脆化させ、低温靭性を低下させる。このため、Si含有量は0.05％以上0.50％未満の範囲に限定した。なお、好ましくは0.15％以上0.40％以下である。 Si: 0.05% or more and less than 0.50%
Si is an element that acts as a deoxidizing agent in the steelmaking stage and improves hardenability. In the present invention, Si is contained in an amount of 0.05% or more. On the other hand, when the Si content is 0.50% or more, the grain boundaries are embrittled and the low temperature toughness is lowered. Therefore, the Si content was limited to the range of 0.05% or more and less than 0.50%. It should be noted that it is preferably 0.15% or more and 0.40% or less.

Mn：0.5％以上2.0％以下
Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、本発明では、Mnは0.5％以上含有させる。一方、Mn含有量が2.0％を超えると、粒界強度を低下させ、低温靭性を低下させる。このため、Mn含有量は0.5以上2.0％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.8％以上1.5％以下である。 Mn: 0.5% or more and 2.0% or less
Mn is an element that improves hardenability, and in the present invention, Mn is contained in an amount of 0.5% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.0%, the grain boundary strength is lowered and the low temperature toughness is lowered. Therefore, the Mn content was limited to the range of 0.5 or more and 2.0% or less. It should be noted that it is preferably 0.8% or more and 1.5% or less.

P：0.05％以下
Pは、不純物元素として、できるだけ低減させることが望ましいが、0.05％までは許容できる。Pは、結晶粒界に偏析しやすく、0.05％を超えて含有すると、隣接結晶粒間の接合強度を低下させ、低温靭性を低下させる。このため、P含有量は0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.03％以下である。 P: 0.05% or less
It is desirable to reduce P as an impurity element as much as possible, but up to 0.05% is acceptable. P is easily segregated at the grain boundaries, and if it is contained in excess of 0.05%, the bonding strength between adjacent crystal grains is lowered and the low temperature toughness is lowered. Therefore, the P content was limited to 0.05% or less. It is preferably 0.03% or less.

S：0.01％以下
Sは、不純物元素として、できるだけ低減させることが望ましいが、0.01％までは許容できる。Sは、結晶粒界に偏析しやすく、また、非金属介在物であるMnSを生成しやすく、0.01％を超える含有は、隣接結晶粒間の接合強度を低下させ、介在物量を増加させて、低温靭性を低下させる。このため、S含有量は0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。 S: 0.01% or less
It is desirable to reduce S as an impurity element as much as possible, but up to 0.01% is acceptable. S tends to segregate at the grain boundaries and easily form MnS, which is a non-metal inclusion, and a content of more than 0.01% lowers the bonding strength between adjacent crystal grains and increases the amount of inclusions. Decreases cold toughness. Therefore, the S content was limited to 0.01% or less. It is preferably 0.005% or less.

Al：0.01％以上0.10％以下
Alは、脱酸剤として作用するとともに、Al系窒化物の微細析出物として析出し、鋼素材の加熱時にオーステナイト粒をピンニングし、粒の粗大化を抑制する作用を有する元素であり、本発明では、Alは0.01％以上含有させる。一方、Al含有量が0.10％を超えると、鋼板に表面疵が発生し易くなる。このため、Al含有量は0.01％以上0.10％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02％以上0.08％以下である。 Al: 0.01% or more and 0.10% or less
Al is an element that acts as a deoxidizing agent and precipitates as fine precipitates of Al-based nitrides, pinning austenite grains when the steel material is heated, and suppresses grain coarsening. Then, Al is contained in 0.01% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.10%, surface defects are likely to occur on the steel sheet. Therefore, the Al content was limited to the range of 0.01% or more and 0.10% or less. It should be noted that it is preferably 0.02% or more and 0.08% or less.

N：0.0005％以上0.0080％以下
Nは、Nb、Ti、Alなどの窒化物形成元素と結合して窒化物を形成する元素であり、微細析出物を形成し、加熱時にオーステナイト粒をピンニングし、粒の粗大化を抑制し、組織を微細化し、低温靭性を向上させる。このような効果を得るために、本発明では、Nは0.0005％以上含有させる。一方、N含有量が0.0080％を超えると、固溶N量が増加し、母材および溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、N含有量を0.0005％以上0.0080％に限定した。なお、好ましくは、0.0020％以上0.0050％以下である。 N: 0.0005% or more and 0.0080% or less
N is an element that forms a nitride by combining with a nitride-forming element such as Nb, Ti, and Al, forms fine precipitates, pins austenite grains during heating, suppresses grain coarsening, and suppresses grain coarsening. Finer the structure and improve low temperature toughness. In order to obtain such an effect, in the present invention, N is contained in an amount of 0.0005% or more. On the other hand, when the N content exceeds 0.0080%, the solid solution N content increases, and the toughness of the base metal and the weld heat affected zone decreases. Therefore, the N content was limited to 0.0005% or more and 0.0080%. It should be noted that it is preferably 0.0020% or more and 0.0050% or less.

O（酸素）：0.01％以下
O（酸素）は、Alなどと酸化物を形成し、材料の加工性に影響を及ぼすため、できるだけ低減させることが好ましいが、0.01％以下であれば許容できる。O含有量が0.01％を超えると、介在物量が増加し、加工性を低下させる。このため、O含有量は0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。 O (oxygen): 0.01% or less
O (oxygen) forms an oxide with Al or the like and affects the processability of the material. Therefore, it is preferable to reduce it as much as possible, but 0.01% or less is acceptable. When the O content exceeds 0.01%, the amount of inclusions increases and the workability is lowered. Therefore, the O content was limited to 0.01% or less. It is preferably 0.005% or less.

上記した成分が基本の成分であり、本発明鋼材では、上記した組成に加えてさらに、所望する特性に応じて、Cr：0.1％以上2.5％以下、W：0.05％以上2.00％、Nb：0.005％以上0.100％以下、Ti：0.005％以上0.100％以下、V：0.005％以上0.200％以下、B：0.0005％以上0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Nd：0.005％以上1.000％以下、Ca：0.0005％以上0.0050％以下、Mg：0.0005％以上0.0050％以下、REM：0.0005％以上0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることができる。 The above-mentioned components are the basic components, and in the steel material of the present invention, in addition to the above-mentioned composition, Cr: 0.1% or more and 2.5% or less, W: 0.05% or more and 2.00%, Nb: 0.005, depending on the desired characteristics. % Or more and 0.100% or less, Ti: 0.005% or more and 0.100% or less, V: 0.005% or more and 0.200% or less, B: 0.0005% or more and 0.0050% or less, one or more selected, and / or Nd : 0.005% or more and 1.000% or less, Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0050% or less, REM: 0.0005% or more and 0.0050% or less. Can be.

Cr、W、Nb、Ti、V、Bはいずれも、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて、選択して１種または２種以上を含有できる。 Cr, W, Nb, Ti, V, and B are all elements having an action of improving hardenability, and can be selected and contained one or more, if necessary.

Cr：0.1％以上2.5％以下
Crは、焼入れ性を向上させて、強度増加に寄与する元素であり、本発明では含有させる場合には、0.1％以上とする。一方、Cr含有量が2.5％を超えると、溶接性が低下する。このため、含有させる場合には、Cr含有量は0.1％以上2.5％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.5％以上1.5％以下である。 Cr: 0.1% or more and 2.5% or less
Cr is an element that improves hardenability and contributes to an increase in strength, and when it is contained in the present invention, it is 0.1% or more. On the other hand, when the Cr content exceeds 2.5%, the weldability deteriorates. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit the Cr content to the range of 0.1% or more and 2.5% or less. It should be noted that it is more preferably 0.5% or more and 1.5% or less.

W：0.05％以上2.00％以下
Wは、焼入れ性を向上させる元素であり、本発明では含有させる場合には、0.05％以上とする。一方、W含有量が2.00％を超えると、溶接性が低下する。このため、含有させる場合には、W含有量は0.05％以上2.00％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.20％以上1.50％以下である。 W: 0.05% or more and 2.00% or less
W is an element that improves hardenability, and when it is contained in the present invention, it is 0.05% or more. On the other hand, when the W content exceeds 2.00%, the weldability deteriorates. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit the W content to the range of 0.05% or more and 2.00% or less. More preferably, it is 0.20% or more and 1.50% or less.

Nb：0.005％以上0.100％以下
Nbは、焼入れ性を向上させるとともに、Nb系炭窒化物として微細析出し、加熱時にオーステナイト粒をピンニングし、粒の粗大化を抑制する作用を有する元素である。このような効果は、Nbを0.005％以上含有させることで顕著となる。一方、Nb含有量が0.100％を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Nbを含有させる場合は、Nb含有量は0.005％以上0.100％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.010％以上0.050％以下である。 Nb: 0.005% or more and 0.100% or less
Nb is an element that has the effect of improving hardenability, finely precipitating as Nb-based carbonitride, pinning austenite grains during heating, and suppressing grain coarsening. Such an effect becomes remarkable when Nb is contained in an amount of 0.005% or more. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.100%, the toughness of the weld heat affected zone is lowered. Therefore, when Nb is contained, it is preferable to limit the Nb content to the range of 0.005% or more and 0.100% or less. More preferably, it is 0.010% or more and 0.050% or less.

Ti：0.005％以上0.100％以下
Tiは、焼入れ性を向上させるとともに、Ti系炭窒化物として微細析出し、加熱時にオーステナイト粒をピンニングし、粒の成長を抑制する作用を有する元素である。このような効果は、Ti含有量を0.005％以上とすることで顕著となる。一方、Ti含有量が0.100％を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、含有させる場合は、Ti含有量は0.005以上0.100％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.010％以上0.050％以下である。 Ti: 0.005% or more and 0.100% or less
Ti is an element that has the effect of improving hardenability, finely precipitating as Ti-based carbonitride, pinning austenite grains during heating, and suppressing the growth of grains. Such an effect becomes remarkable when the Ti content is 0.005% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.100%, the toughness of the weld heat affected zone is lowered. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit the Ti content to the range of 0.005 or more and 0.100% or less. More preferably, it is 0.010% or more and 0.050% or less.

V：0.005％以上0.200％以下
Vは、焼入れ性を向上させるとともに、V系炭化物として微細析出し、加熱時にオーステナイト粒をピンニングし、粒の粗大化を抑制する。このような効果は、Vを0.005％以上含有させることで顕著となる。一方、V含有量が0.200％を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、含有させる場合には、V含有量は0.005％以上0.200％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.010％以上0.150％以下である。 V: 0.005% or more and 0.200% or less
V improves hardenability and finely precipitates as V-based carbides, pinning austenite grains during heating, and suppresses grain coarsening. Such an effect becomes remarkable when V is contained in an amount of 0.005% or more. On the other hand, when the V content exceeds 0.200%, the toughness of the weld heat affected zone is lowered. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit the V content to the range of 0.005% or more and 0.200% or less. More preferably, it is 0.010% or more and 0.150% or less.

B：0.0005％以上0.0050％以下
Bは、焼入れ性の向上を介して、強度増加に寄与する元素である。このような効果は、Bを0.0005％以上含有させることで顕著となる。一方、B含有量が0.0050％を超えると、母材靭性の低下を招く。このため、含有させる場合には、B含有量は0.0005％以上0.0050％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0010％以上0.0020％以下である。 B: 0.0005% or more and 0.0050% or less
B is an element that contributes to the increase in strength through the improvement of hardenability. Such an effect becomes remarkable when B is contained in an amount of 0.0005% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0050%, the toughness of the base metal is lowered. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit the B content to the range of 0.0005% or more and 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0010% or more and 0.0020% or less.

また、Nd、Ca、Mg、REMはいずれも、介在物（硫化物）の形成を介して靭性等の材質向上に寄与する元素であり、必要に応じ選択して１種または２種以上を含有できる。 In addition, Nd, Ca, Mg, and REM are all elements that contribute to the improvement of materials such as toughness through the formation of inclusions (sulfides), and are selected as necessary and contain one or more. can.

Nd：0.005％以上1.000％以下
Ndは、S系介在物を形成し、Sの粒界偏析量を低減させて、低温靭性等の材質向上に寄与する元素であり、このような効果は、Ndを0.005％以上含有させることにより顕著となる。一方、Nd含有量が1.000％を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、含有させる場合には、Nd含有量は0.005％以上1.000％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.010％以上0.500％以下である。 Nd: 0.005% or more and 1.000% or less
Nd is an element that forms S-based inclusions, reduces the amount of grain boundary segregation of S, and contributes to the improvement of materials such as low temperature toughness. Such an effect is achieved by containing 0.005% or more of Nd. It becomes remarkable. On the other hand, when the Nd content exceeds 1.000%, the toughness of the weld heat affected zone is lowered. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit the Nd content to the range of 0.005% or more and 1.000% or less. More preferably, it is 0.010% or more and 0.500% or less.

Ca：0.0005％以上0.0050％以下
Caは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、加工性、低温靭性等の材質向上に寄与する元素である。つまり、Caは、Sと結合しCaSを形成して、圧延によって展伸しやすい介在物であるMnSを、圧延により展伸しにくい球状介在物であるCaSへと介在物の形態を制御する。このような効果は、Caを0.0005％以上含有させることにより顕著となる。一方、Ca含有量が0.0050％を超えると、鋼材の清浄度が低下し、靭性等の材質が低下する。このため、含有させる場合には、Ca含有量は0.0005％以上0.0050％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0010％以上0.0020％以下である。 Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less
Ca is an element that has the effect of controlling the morphology of sulfide-based inclusions and contributes to the improvement of materials such as workability and low temperature toughness. That is, Ca binds to S to form CaS, and controls the morphology of inclusions from MnS, which is an inclusion that is easily expanded by rolling, to CaS, which is a spherical inclusion that is difficult to expand by rolling. Such an effect becomes remarkable when Ca is contained in an amount of 0.0005% or more. On the other hand, when the Ca content exceeds 0.0050%, the cleanliness of the steel material is lowered and the material such as toughness is lowered. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit the Ca content to the range of 0.0005% or more and 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0010% or more and 0.0020% or less.

Mg：0.0005％以上0.0050％以下
Mgは、脱硫剤として作用し、介在物（硫化物）の形成によってS量の低減、靭性等の材質向上に寄与する元素であり、このような効果は、Mgを0.0005％以上含有させることにより顕著となる。一方、Mg含有量が0.0050％を超えると、鋼材の清浄度の低下を招く。このため、含有させる場合には、Mg含有量は0.0005％以上0.0050％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0010％以上0.0020％以下である。 Mg: 0.0005% or more and 0.0050% or less
Mg is an element that acts as a desulfurizing agent and contributes to the reduction of the amount of S and the improvement of materials such as toughness by forming inclusions (sulfides). Such an effect is achieved by containing 0.0005% or more of Mg. It becomes remarkable. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.0050%, the cleanliness of the steel material will deteriorate. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit the Mg content to the range of 0.0005% or more and 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0010% or more and 0.0020% or less.

REM：0.0005％以上0.0050％以下
REM（希土類金属）は、鋼中でREM（O、S）を生成し、結晶粒界の固溶S量を低減させることによって、耐ＳＲ割れ特性を改善する作用を有する元素であり、このような効果は、REMを0.0005％以上含有させることにより顕著となる。一方、REM含有量が0.0050％を超えると、鋳片の沈殿晶帯にREM硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招く。このため、含有させる場合には、REM含有量は0.0005％以上0.0050％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0010％以上0.0020％以下である。 REM: 0.0005% or more and 0.0050% or less
REM (rare earth metal) is an element that produces REM (O, S) in steel and has the effect of improving the SR crack resistance by reducing the amount of solid solution S at the grain boundaries. The effect is remarkable when REM is contained in an amount of 0.0005% or more. On the other hand, when the REM content exceeds 0.0050%, REM sulfide is remarkably accumulated in the precipitate crystal zone of the slab, which causes deterioration of the material. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit the REM content to the range of 0.0005% or more and 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0010% or more and 0.0020% or less.

なお、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
本発明高圧水素ガス環境用鋼材は、上記した組成を有していれば、その組織はとくに限定する必要はないが、所望の強度に応じて、マルテンサイト、フェライトおよびパーライト、あるいはベイナイト、およびそれらの混合した組織、がいずれも好適である。 The balance other than the above-mentioned components consists of Fe and unavoidable impurities.
The structure of the high-pressure hydrogen gas environmental steel material of the present invention is not particularly limited as long as it has the above-mentioned composition, but martensite, ferrite and pearlite, or bainite, and those thereof, depending on the desired strength. Any of the mixed structures of is suitable.

つぎに、本発明高圧水素ガス環境用鋼材の好ましい製造方法について説明する。
まず、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉・真空溶解炉等の常用の溶製炉で溶製し、連続鋳造法で所定形状の鋳片、あるいは造塊法等で得た鋼塊を熱間圧延して所定形状の鋼片とし、鋼素材とする。 Next, a preferable manufacturing method of the high-pressure hydrogen gas environmental steel material of the present invention will be described.
First, the molten steel having the above composition is melted in a conventional melting furnace such as a converter, an electric furnace / vacuum melting furnace, and a slab having a predetermined shape by a continuous casting method or a steel ingot obtained by an ingot method or the like. Is hot-rolled to form a piece of steel having a predetermined shape, which is used as a steel material.

得られた鋼素材は、ついで、加熱炉に装入される。加熱温度は、Ａc₃変態点以上とする。加熱温度がＡc₃変態点未満では、被圧延材の変形抵抗が高くなり圧延装置への負荷が多大となるうえ、一部未変態組織が残存するため、その後の処理によっても、所望の特性を確保できなくなる。 The obtained steel material is then charged into a heating furnace. The heating temperature shall be above the Ac ₃ transformation point. When the heating temperature is less than the Ac ₃ transformation point, the deformation resistance of the material to be rolled becomes high, the load on the rolling mill becomes large, and a part of the untransformed structure remains. It will not be possible to secure it.

所定の温度に加熱された鋼素材は、ついで、熱間圧延を施され、所定の寸法形状の鋼材とされる。ここでいう「鋼材」は、薄板、厚板、鋼管を含むものとする。ここでいう「熱間圧延」は、所定寸法形状の鋼材とすることができればよく、とくにその圧延条件については限定されない。鋼材が継目無鋼管である場合には、熱間圧延は穿孔圧延を含む圧延とする。 The steel material heated to a predetermined temperature is then hot-rolled to obtain a steel material having a predetermined size and shape. The "steel material" here includes thin plates, thick plates, and steel pipes. The "hot rolling" referred to here may be a steel material having a predetermined size and shape, and the rolling conditions are not particularly limited. When the steel material is a seamless steel pipe, hot rolling shall be rolling including drilling rolling.

上記した組成を有し、所定の寸法形状に圧延された鋼材に、Ａ処理：熱間圧延に引続き、加速冷却処理、を行うか、あるいは、Ｂ処理：熱間圧延に引続き、直接焼入れ焼戻し処理、を行うか、あるいは、Ｃ処理：熱間圧延終了後、250℃以下の温度まで冷却した後、再加熱し焼入れ焼戻しする再加熱焼入れ焼戻し処理、を行うことが好ましい。 A steel material having the above composition and rolled into a predetermined size and shape is subjected to A treatment: hot rolling followed by accelerated cooling treatment, or B treatment: hot rolling followed by direct quenching and tempering treatment. , Or C treatment: after the completion of hot rolling, cooling to a temperature of 250 ° C. or lower, and then reheating and quenching and tempering are preferably performed.

つぎに、Ａ処理：加速冷却処理、Ｂ処理：直接焼入れ焼戻し処理、Ｃ処理：再加熱焼入れ焼戻し処理について、それぞれ説明する。 Next, A treatment: accelerated cooling treatment, B treatment: direct quenching and tempering treatment, and C treatment: reheating and quenching and tempering treatment will be described.

なお、製造条件における温度の規定は鋼材中心部とする。但し、中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となるので、中心そのものに限定するものではない。
（Ａ処理：加速冷却処理）
上記した組成を有する鋼素材を、Ａc₃変態点以上に加熱し、所定寸法形状の鋼材に熱間圧延したのち、得られた鋼材に、引続き、（Ａr₃変態点－50℃）以上の冷却開始温度から、冷却速度：1～200℃/ｓで冷却停止温度：600℃以下の冷却停止温度まで冷却する加速冷却処理を行う。冷却は、熱間圧延終了後、直ちに行われることが好ましい。冷却開始温度が（Ａr₃変態点－50℃）未満では、冷却開始前にオーステナイトの変態量が多くなり、加速冷却後に所望の特性を得ることができなくなる。このため、冷却開始温度は（Ａr₃変態点－50℃）以上の温度に限定した。また、加速冷却の冷却速度が1℃/ｓ未満では冷却が遅すぎ、所望の特性を得ることができない。一方、通常の冷却手法では、200℃/ｓを超えることはない。このため、加速冷却処理の冷却速度は1～200℃/ｓの範囲に限定した。なお、冷却速度は、板厚(肉厚)中心での平均冷却速度である。冷却手段は特に限定する必要はなく、水冷等とすることが好ましい。また、加速冷却の冷却停止温度が600℃超えの高温では、所望の変態が完了しないため、所望の特性を得ることができない。このため、加速冷却の冷却停止温度は600℃以下の温度に限定した。
（Ｂ処理：直接焼入れ焼戻し処理）
上記した組成を有する鋼素材を、Ａc₃変態点以上に加熱し、所定寸法形状の鋼材に熱間圧延したのち、引続き（Ａr₃変態点－50℃）以上の温度から１～200℃/ｓの範囲の冷却速度で250℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼入れ処理と、引続きＡc₁変態点以下の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し処理を行う。冷却は、熱間圧延終了後、直ちに行われることが好ましい。鋼素材の加熱温度がＡc₃変態点未満では、一部未変態組織が残存するため、熱間圧延および焼入れ、焼戻し後に所望の鋼組織を得ることができない。このため、熱間圧延前の加熱温度はＡc₃変態点以上とする。また、熱間圧延後の焼入れの開始温度が（Ａr₃変態点－50℃）未満であると、焼入れ前のオーステナイトの変態量が多く、焼入れ、焼戻し後に所望の鋼組織を得ることができない。このため、熱間圧延後、（Ａr₃変態点－50℃）以上から冷却を開始し、焼入れを行う。（Ａr₃変態点－50℃）以上から焼入れる際の冷却速度は、所望の組織を得るため、1～200℃/ｓとする。なお、該冷却速度は、板厚中心での平均冷却速度である。冷却手段は特に限定する必要はなく、水冷等により行えばよい。また、焼入れの冷却速度が1℃/ｓ未満では冷却が遅すぎ、所望の特性を得ることができない。一方、通常の冷却手法では、冷却速度は200℃/ｓを超えることはない。また、該焼入れを250℃超えの温度で停止すると、所望のマルテンサイト変態、ベイナイト変態が完了しないため、焼戻し後に所望の鋼組織を得ることができない。このため、焼入れ処理は、250℃以下の温度まで冷却する焼入れとすることとする。焼入れ後は、引き続きＡc₁変態点以下の温度で焼戻しする。焼戻し温度がＡc₁変態点を超えると、一部オーステナイトに変態するため、焼戻し後に所望の鋼組織を得ることができなくなる。
（Ｃ処理：再加熱焼入れ焼戻し処理）
上記した組成を有する鋼素材を、Ａc₃変態点以上に加熱し、熱間圧延して所定寸法形状の鋼材とし、一旦、250℃以下の温度まで冷却する。所望のマルテンサイト変態、ベイナイト変態を完了させ、また焼戻し後に所望の鋼組織を得るため、熱間圧延後の冷却は250℃以下の温度まで行うとした。好ましくは、100℃以下、より好ましくは50℃以下である。室温まで冷却してもよい。冷却速度はとくに限定されないが、1～200℃/ｓの範囲とすることが好ましい。ついで、冷却された鋼材を、Ａc₃変態点以上の焼入れ加熱温度に再加熱したのち、引続き（Ａr₃変態点－50℃）以上の焼入れ開始温度から、冷却速度：0.5～100℃/ｓで250℃以下の温度まで冷却する焼入れ処理と、ついで、Ａc₁変態点以下の温度で焼戻しする、再加熱焼入れ焼戻し処理を行う。 The temperature specified in the manufacturing conditions shall be the central part of the steel material. However, since the temperature history in the vicinity of the central portion is almost the same, the temperature history is not limited to the central portion itself.
(A treatment: accelerated cooling treatment)
A steel material having the above composition is heated to an Ac ₃ transformation point or higher, hot-rolled into a steel material having a predetermined size and shape, and then the obtained steel material is continuously cooled to (Ar ₃ transformation point -50 ° C) or higher. Accelerated cooling processing is performed to cool from the start temperature to a cooling stop temperature of 1 to 200 ° C / s and a cooling stop temperature of 600 ° C or less. Cooling is preferably performed immediately after the hot rolling is completed. If the cooling start temperature is less than (Ar ₃ transformation point −50 ° C.), the amount of transformation of austenite increases before the start of cooling, and the desired characteristics cannot be obtained after accelerated cooling. Therefore, the cooling start temperature was limited to a temperature of (Ar ₃ transformation point −50 ° C.) or higher. Further, if the cooling rate of accelerated cooling is less than 1 ° C./s, the cooling is too slow and the desired characteristics cannot be obtained. On the other hand, the usual cooling method does not exceed 200 ° C./s. Therefore, the cooling rate of the accelerated cooling process is limited to the range of 1 to 200 ° C./s. The cooling rate is the average cooling rate at the center of the plate thickness (wall thickness). The cooling means is not particularly limited and is preferably water-cooled or the like. Further, at a high temperature where the cooling shutdown temperature of accelerated cooling exceeds 600 ° C., the desired transformation is not completed, so that the desired characteristics cannot be obtained. Therefore, the cooling shutdown temperature for accelerated cooling is limited to a temperature of 600 ° C or lower.
(B treatment: direct quenching and tempering treatment)
A steel material having the above composition is heated to an Ac ₃ transformation point or higher, hot-rolled into a steel material having a predetermined size and shape, and then continuously heated from a temperature of 1 to 200 ° C / s from a temperature of (Ar ₃ transformation point -50 ° C) or higher. A quenching process for cooling to a cooling stop temperature of 250 ° C. or lower at a cooling rate in the range of Ac 1 and a tempering process for tempering at a tempering temperature below the Ac ₁ transformation point are continuously performed. Cooling is preferably performed immediately after the hot rolling is completed. When the heating temperature of the steel material is less than the Ac ₃ transformation point, a part of the untransformed structure remains, so that the desired steel structure cannot be obtained after hot rolling, quenching, and tempering. Therefore, the heating temperature before hot rolling is set to be equal to or higher than the Ac ₃ transformation point. Further, when the starting temperature of quenching after hot rolling is less than (Ar ₃ transformation point −50 ° C.), the amount of transformation of austenite before quenching is large, and a desired steel structure cannot be obtained after quenching and tempering. Therefore, after hot rolling, cooling is started from (Ar ₃ transformation point −50 ° C.) or higher, and quenching is performed. The cooling rate when baking from (Ar ₃ transformation point -50 ° C) or higher is set to 1 to 200 ° C / s in order to obtain a desired structure. The cooling rate is the average cooling rate at the center of the plate thickness. The cooling means is not particularly limited and may be cooled by water or the like. Further, if the cooling rate of quenching is less than 1 ° C./s, the cooling is too slow and the desired characteristics cannot be obtained. On the other hand, in the usual cooling method, the cooling rate does not exceed 200 ° C./s. Further, when the quenching is stopped at a temperature exceeding 250 ° C., the desired martensitic transformation and bainite transformation are not completed, so that the desired steel structure cannot be obtained after tempering. Therefore, the quenching process is to cool down to a temperature of 250 ° C. or lower. After quenching, continue tempering at a temperature below the Ac ₁ transformation point. When the tempering temperature exceeds the Ac ₁ transformation point, it partially transforms into austenite, so that the desired steel structure cannot be obtained after tempering.
(C treatment: reheating, quenching and tempering)
The steel material having the above composition is heated to the Ac ₃ transformation point or higher and hot-rolled to obtain a steel material having a predetermined size and shape, and once cooled to a temperature of 250 ° C. or lower. In order to complete the desired martensitic transformation and bainite transformation and to obtain the desired steel structure after tempering, cooling after hot rolling was performed to a temperature of 250 ° C. or lower. It is preferably 100 ° C. or lower, more preferably 50 ° C. or lower. It may be cooled to room temperature. The cooling rate is not particularly limited, but is preferably in the range of 1 to 200 ° C./s. Then, the cooled steel material is reheated to a quenching heating temperature of Ac ₃ transformation point or higher, and then from the quenching start temperature of (Ar ₃ transformation point -50 ° C) or higher, at a cooling rate of 0.5 to 100 ° C / s. A quenching treatment for cooling to a temperature of 250 ° C. or lower and then a reheating quenching and tempering treatment for tempering at a temperature below the Ac ₁ transformation point are performed.

なお、焼入れ処理は、冷媒を、例えば水あるいは油とし、被冷却材である高温に加熱された鋼材に、冷却速度：0.5～100℃/ｓとなるように、冷媒を吹き付けるか、あるいは加熱された鋼材を、冷媒を貯めた浴槽中に浸漬することにより、行うことが好ましい。また、焼戻し処理は、焼戻し加熱炉等で加熱された鋼材を大気中あるいは保護雰囲気中で放冷すればよい。 In the quenching treatment, the refrigerant is, for example, water or oil, and the refrigerant is sprayed or heated so that the cooling rate is 0.5 to 100 ° C./s on the steel material heated to a high temperature, which is the material to be cooled. It is preferable to immerse the steel material in a bathtub in which the refrigerant is stored. Further, in the tempering treatment, the steel material heated in the tempering heating furnace or the like may be allowed to cool in the atmosphere or a protective atmosphere.

焼入れ加熱温度が、Ａc₃変態点未満では、一部未変態組織が残存するため、焼入れ、焼戻し後に所望の特性を得ることができなくなる。このため、焼入れ加熱温度はＡc₃変態点以上とする。また、焼入れ開始温度が（Ａr₃変態点－50℃）未満では、焼入れ開始前にオーステナイトが変態を開始するため、焼入れ、焼戻し後に所望の特性を得ることができない。このため、焼入れ開始温度は、（Ａr₃変態点－50℃）以上の温度に限定した。また、焼入れ冷却速度は、所望の特性を得るとともに、焼割れを防止するため、0.5～100℃/ｓに限定した。焼入れ冷却停止温度が、250℃を超える高温では、所望の変態が完了しないため、焼戻し処理後に所望の特性を得ることができない。そのため、焼入れ停止温度は250℃以下の温度に限定した。 When the quenching heating temperature is lower than the Ac ₃ transformation point, a part of the untransformed structure remains, so that the desired characteristics cannot be obtained after quenching and tempering. Therefore, the quenching heating temperature is set to be equal to or higher than the Ac ₃ transformation point. Further, when the quenching start temperature is lower than (Ar ₃ transformation point −50 ° C.), austenite starts transformation before the start of quenching, so that desired characteristics cannot be obtained after quenching and tempering. Therefore, the quenching start temperature was limited to a temperature of (Ar ₃ transformation point −50 ° C.) or higher. The quenching cooling rate was limited to 0.5 to 100 ° C./s in order to obtain desired characteristics and prevent quench cracking. When the quenching cooling shutdown temperature is a high temperature exceeding 250 ° C., the desired transformation is not completed, so that the desired characteristics cannot be obtained after the tempering process. Therefore, the quenching stop temperature was limited to a temperature of 250 ° C. or lower.

焼入れ処理後は、引続き鋼材をＡc₁変態点以下の焼戻し温度に加熱し、焼戻しする焼戻し処理を行う。焼戻温度がＡc₁変態点を超えると、一部オーステナイトに変態するため、焼戻し処理後に所望の特性を得ることができなくなる。 After the quenching treatment, the steel material is continuously heated to a tempering temperature equal to or lower than the Ac ₁ transformation point, and then tempered. When the tempering temperature exceeds the Ac ₁ transformation point, it partially transforms into austenite, so that the desired characteristics cannot be obtained after the tempering treatment.

なお、上記した、Ａc₃変態点（℃）、Ａr₃変態点（℃）およびＡc₁変態点（℃）は、次式を用いて算出したものを使用するものとする。
Ａc₃（℃）＝854－180C＋44Si－14Mn－17.8Ni－1.7Cr、
Ａr₃（℃）＝910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo、
Ａc₁（℃）＝723－14Mn＋22Si－14.4Ni＋23.3Cr
ここで、各元素記号は、各元素の鋼中含有量（質量％）である。 As the above-mentioned Ac ₃ transformation point (° C), Ar ₃ transformation point (° C), and Ac ₁ transformation point (° C), those calculated by using the following equations shall be used.
Ac ₃ (° C) = 854-180C + 44Si-14Mn-17.8Ni-1.7Cr,
Ar ₃ (℃) = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo,
Ac ₁ (° C) = 723-14Mn + 22Si-14.4Ni + 23.3Cr
Here, each element symbol is the content (mass%) of each element in steel.

なお、鋼材が継目無鋼管である場合には、鋼素材としてビレットをＡc₃変態点以上に加熱し、公知の造管方法である、マンネスマン－プラグミル方式またはマンネスマン－マンドレルミル方式で、熱間加工および造管して継目無鋼管とし、一旦室温まで冷却した後、Ａc₃変態点以上の焼入れ加熱温度に再加熱したのち、引続き（Ａr₃変態点－50℃）以上の焼入れ開始温度から、冷却速度：0.5～100℃/ｓで250℃以下の温度まで冷却する焼入れ処理を行い、ついで、Ａc₁変態点以下の温度で焼戻しする、上記した再加熱焼入れ焼戻し処理を行うことが好ましい。 When the steel material is a seamless steel pipe, the billet is heated to the Ac ₃ transformation point or higher as the steel material, and hot working is performed by the known pipe-making method, the Mannesman-plug mill method or the Mannesman-mandrel mill method. Then, the pipe was made into a seamless steel pipe, cooled to room temperature, reheated to the quenching heating temperature of Ac ₃ transformation point or higher, and then cooled from the quenching start temperature of (Ar ₃ transformation point -50 ° C) or higher. It is preferable to perform the above-mentioned reheating quenching and tempering treatment in which the quenching treatment is performed at a rate of 0.5 to 100 ° C./s to a temperature of 250 ° C. or lower, and then the tempering is performed at a temperature of the Ac ₁ transformation point or lower.

上記した製造方法で製造された耐水素透過性能に優れた鋼材は、高圧水素ガス環境中で使用される水素用鋼構造物向けとして好適である。ここでいう「水素用鋼構造物」としては、水素ステーションなどで使用される蓄圧器（水素用蓄圧器）、水素ガス輸送用のラインパイプ（水素用ラインパイプ）等が例示できる。 The steel material having excellent hydrogen permeation resistance manufactured by the above-mentioned manufacturing method is suitable for a steel structure for hydrogen used in a high-pressure hydrogen gas environment. Examples of the "steel structure for hydrogen" here include a pressure accumulator (accumulator for hydrogen) used in a hydrogen station and the like, a line pipe for transporting hydrogen gas (line pipe for hydrogen), and the like.

水素ステーションなどで使用される蓄圧器としては、鋼材のみを用いるタイプ１、鋼材に炭素繊維強化プラスチック（ＣＦＲＰ：Carbon Fiber Reinforced Plastic）を巻く、タイプ２およびタイプ３が知られている。これらのタイプは、例えば、圧縮天然ガス自動車燃料容器に関する各規格、ISO 11439、ANSI／NGVや、高圧ガス保安法容器保安規則例示基準別添９などに記載される容器の構造についての区分である。なお、蓄圧器は、例えば上記した組成を有する鋼材を、所定形状に成形後、再加熱焼入れ焼戻し処理を行うことにより製造することが好ましい。蓄圧器に貯蔵される水素の圧力は、35MPa程度または70MPa程度である。 As accumulators used in hydrogen stations and the like, type 1 using only steel materials, type 2 and type 3 in which carbon fiber reinforced plastic (CFRP) is wound around steel materials are known. These types are, for example, classifications for container structures described in standards for compressed natural gas vehicle fuel containers, ISO 11439, ANSI / NGV, and High Pressure Gas Safety Act Container Safety Regulations Example Standard Attachment 9. .. The accumulator is preferably manufactured, for example, by forming a steel material having the above-mentioned composition into a predetermined shape and then performing a reheat quenching and tempering treatment. The pressure of hydrogen stored in the accumulator is about 35 MPa or 70 MPa.

また、水素輸送用のラインパイプとしては、継目無鋼管、電縫鋼管、またはＵＯＥタイプの鋼管を用いることが好ましい。なお、電縫鋼管、ＵＯＥタイプの鋼管をラインパイプとして使用する場合には、加速冷却処理、直接焼入れ焼戻し処理、再加熱焼入れ焼戻し処理がいずれも適用可能である。また、継目無鋼管を使用する場合には、再加熱焼入れ焼戻し処理が好適である。ラインパイプでは、使用する水素の圧力としては、10MPa程度である。 Further, as the line pipe for hydrogen transportation, it is preferable to use a seamless steel pipe, an electrosewn steel pipe, or a UOE type steel pipe. When an electrosewn steel pipe or a UOE type steel pipe is used as a line pipe, all of the accelerated cooling treatment, the direct quenching tempering treatment, and the reheating quenching tempering treatment can be applied. Further, when a seamless steel pipe is used, reheating quenching and tempering treatment is suitable. In the line pipe, the pressure of hydrogen used is about 10MPa.

以下、実施例に基づいて、さらに本発明について説明する。 Hereinafter, the present invention will be further described based on Examples.

表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、厚さ100mmのスラブ（鋼素材）とした。 The molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace to obtain a slab (steel material) having a thickness of 100 mm.

得られたスラブ（鋼素材）を、加熱温度：1100℃に加熱し、熱間圧延して厚鋼板（板厚：38mm）としたのち、得られた厚鋼板に、（１）再加熱焼入れ焼戻し処理、または（２）加速冷却処理、または（３）直接焼入れ焼戻し処理を施した。なお、温度測定は、鋼板の板厚中心部に挿入した熱電対を用いて行った。
（１）再加熱焼入れ焼戻し処理は、次のとおりとした。 The obtained slab (steel material) is heated to a heating temperature of 1100 ° C. and hot-rolled to obtain a thick steel plate (plate thickness: 38 mm). Treatment, or (2) accelerated cooling treatment, or (3) direct quenching and tempering treatment was performed. The temperature was measured using a thermocouple inserted in the center of the thickness of the steel sheet.
(1) Reheating, quenching, and tempering were performed as follows.

熱間圧延後の厚鋼板を一旦室温まで冷却したのち、表２に示す焼入れ加熱冷却条件、焼戻し条件で、再加熱焼入れ焼戻し処理を行った（鋼板No.1～No.16、鋼板No.21～No.24）。なお、焼入れ処理は、水冷、あるいは油冷とした。
（２）加速冷却処理は、次のとおりとした。 After the thick steel sheet after hot rolling was once cooled to room temperature, it was reheated and tempered under the quenching heating and cooling conditions and tempering conditions shown in Table 2 (steel sheets No. 1 to No. 16 and steel sheets No. 21). ~ No.24). The quenching treatment was water-cooled or oil-cooled.
(2) The accelerated cooling process was as follows.

熱間圧延を施して得られた厚鋼板に、冷却することなく引続き、表２に示す加速冷却条件で加速冷却処理を行った（鋼板No.17、No.18）。なお、加速冷却処理後の焼戻し処理は行なかった。
（３）直接焼入れ焼戻し処理は、次のとおりとした。 The thick steel sheet obtained by hot rolling was continuously subjected to accelerated cooling treatment under the accelerated cooling conditions shown in Table 2 without cooling (steel sheets No. 17 and No. 18). The tempering process was performed after the accelerated cooling process.
(3) Direct quenching The tempering process was as follows.

熱間圧延を施して得られた厚鋼板に、冷却することなく引続き、表２に示す直接焼入れ冷却条件、焼戻し条件で直接焼入れ焼戻し処理を行った（鋼板No.19、No.20）。 The thick steel sheet obtained by hot rolling was continuously subjected to direct quenching and tempering under the direct quenching cooling conditions and tempering conditions shown in Table 2 without cooling (steel sheets No. 19 and No. 20).

得られた厚鋼板について、引張試験、水素透過試験、さらには組織観察を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）引張特性
得られた厚鋼板から、JIS Z 2241（2011）に準拠して、圧延方向を試験片長手方向（引張方向）とする全厚引張試験片（JIS 1号Ａ号試験片）を採取し、引張試験を行い、引張強さを測定した。
（２）水素透過試験
得られた厚鋼板の板厚1/4位置から、板厚4.6mmの高圧水素透過試験用の試験片（板厚4.6mmのディスク状試験片：大きさ50mmφ）を採取し、両面にPdをめっき（厚み：74nm）して試験に供した。
得られた試験片の片面を、水素ガス環境（圧力：100MPa、温度：50℃）に晒し水素導入面とし、もう一方の面を真空として、試験片に水素を導入した。水素の導入口は、2.54mmφとした。水素導入開始直後から、水素導入面の反対面から抜けてくる水素を質量分析計（Ｑ－mass：Quadrupole Mass Spectrometer；四重極形質量分析計）で時間連続的に分析し、水素透過曲線を求めた。得られたそれぞれの水素透過曲線から、定常状態に達した時の水素透過量（H₂/ｓ）を求めた。なお、水素透過量の単位は、（試験片を１秒当たりに透過する水素分子の個数）である。また、水素透過曲線が時間と共に増加し、ある時間経過後、時間に対してほぼ変化しなくなった状態を定常状態と判断した。なお、定常状態における水素透過量が、250×10¹⁰（H₂/ｓ）以下の場合を耐水素透過特性に優れるとした。定常状態における水素透過量が、250×10¹⁰（H₂/ｓ）以下であれば、継目無鋼管やＵＯＥなどの鋼管を製造するプロセスで製造可能な板厚範囲で、ＬＢＢ（Leak Before Break；破裂前漏洩）が成立する水素用蓄圧器あるいは水素用ラインパイプの水素用鋼構造物の設計をすることが可能になる。
（３）組織観察
得られた鋼板の板厚中央部から、組織観察用試験片を採取し、研磨し腐蝕（ナイタール液）し、光学顕微鏡（倍率：200倍）で観察し、組織の同定と、画像解析により組織分率を算出した。 Tensile tests, hydrogen permeation tests, and microstructure observations were carried out on the obtained thick steel sheets. The test method was as follows.
(1) Tensile characteristics From the obtained thick steel sheet, a full-thickness tensile test piece (JIS No. 1 A test piece) whose rolling direction is the longitudinal direction (tensile direction) of the test piece in accordance with JIS Z 2241 (2011). Was collected, a tensile test was performed, and the tensile strength was measured.
(2) Hydrogen permeation test A test piece for high-pressure hydrogen permeation test with a plate thickness of 4.6 mm (disc-shaped test piece with a plate thickness of 4.6 mm: size 50 mmφ) was collected from the 1/4 position of the obtained thick steel plate. Then, Pd was plated on both sides (thickness: 74 nm) and used for the test.
One side of the obtained test piece was exposed to a hydrogen gas environment (pressure: 100 MPa, temperature: 50 ° C.) to form a hydrogen introduction surface, and the other side was evacuated to introduce hydrogen into the test piece. The hydrogen inlet was 2.54 mmφ. Immediately after the start of hydrogen introduction, the hydrogen coming out from the opposite surface of the hydrogen introduction surface is continuously analyzed for a time with a mass spectrometer (Q-mass: Quadrupole Mass Spectrometer), and the hydrogen permeation curve is obtained. I asked. From each of the obtained hydrogen permeation curves, the amount of hydrogen permeation (H ₂ / s) when the steady state was reached was obtained. The unit of the amount of hydrogen permeation is (the number of hydrogen molecules permeating the test piece per second). In addition, a state in which the hydrogen permeation curve increased with time and did not change with time after a certain period of time was judged to be a steady state. When the hydrogen permeation amount in the steady state was 250 × 10 ¹⁰ (H ₂ / s) or less, the hydrogen permeation resistance was considered to be excellent. If the hydrogen permeation amount in the steady state is 250 × 10 ¹⁰ (H ₂ / s) or less, LBB (Leak Before Break; It is possible to design a hydrogen accumulator or a hydrogen steel structure for a hydrogen line pipe that can be leaked before bursting.
(3) Structure observation A test piece for structure observation is collected from the central part of the thickness of the obtained steel sheet, polished and corroded (Nital solution), and observed with an optical microscope (magnification: 200 times) to identify the structure. , The tissue fraction was calculated by image analysis.

得られた結果を表２に示す。 The results obtained are shown in Table 2.

本発明例はいずれも、引張強さ：560MPa以上の高強度を有し、定常状態における水素透過量が、250×10¹⁰（H₂/ｓ）以下で、耐水素透過特性に優れた鋼材（厚鋼板）となっている。
一方、本発明範囲を外れる比較例は、耐水素透過特性が低下している。
以上のように、本発明によれば、耐水素透過特性に優れた製品（水素用鋼構造物）を製造することができることを確認できた。 All of the examples of the present invention have a high tensile strength of 560 MPa or more, a hydrogen permeation amount in a steady state of 250 × 10 ¹⁰ (H ₂ / s) or less, and a steel material having excellent hydrogen permeation resistance. Thick steel plate).
On the other hand, in the comparative example outside the scope of the present invention, the hydrogen permeation resistance is deteriorated.
As described above, according to the present invention, it was confirmed that a product (steel structure for hydrogen) having excellent hydrogen permeation resistance can be produced.

なお、付言すれば、上記した再加熱焼入れ焼戻し処理は、水素用蓄圧器用鋼材（継目無鋼管等）製造時の熱処理を模擬し、上記した加速冷却処理あるいは直接焼入れ焼戻し処理は、水素用ラインパイプのパイプ用鋼材（ＵＯＥタイプの鋼管等）製造時の条件を模擬している。 In addition, the above-mentioned reheating quenching tempering treatment simulates the heat treatment at the time of manufacturing steel material for hydrogen accumulator (seamless steel pipe, etc.), and the above-mentioned accelerated cooling treatment or direct quenching tempering treatment is a line pipe for hydrogen. It simulates the conditions at the time of manufacturing steel materials for pipes (UOE type steel pipes, etc.).

Claims

By mass%,
C: 0.04% or more and 0.50% or less, Si: 0.05% or more and 0.50% or less,
Mn: 0.5% or more and 2.0% or less, P: 0.05% or less,
S: 0.01% or less, Al: 0.01% or more and 0.10% or less,
N: 0.0005% or more and 0.0080% or less, O: 0.01% or less, Ni: 0.5% or more and 5.0% or less, Cu: 0.2% or more and 5.0% or less, Mo: 0.2% or more and 5.0% or less, and the balance A steel material for high-pressure hydrogen gas environment, which has a composition consisting of Fe and unavoidable impurities, has a tensile strength of 560 MPa or more, and has excellent hydrogen permeation resistance in a high-pressure hydrogen gas environment.

In addition to the above composition, in mass%, Cr: 0.1% or more and 2.5% or less, W: 0.05% or more and 2.00% or less, Nb: 0.005% or more and 0.100% or less, Ti: 0.005% or more and 0.100% or less, V: 0.005 The high-pressure hydrogen gas environmental steel material according to claim 1, wherein the composition contains one or more selected from% or more and 0.200% or less, and B: 0.0005% or more and 0.0050% or less.

In addition to the above composition, in mass%, Nd: 0.005% or more and 1.000% or less, Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0050% or less, REM: 0.0005% or more and 0.0050% or less are selected. The high-pressure hydrogen gas environmental steel material according to any one of claims 1 or 2, wherein the composition contains one or more of the above-mentioned ones.

The high-pressure hydrogen gas environmental structure according to any one of claims 1 to 3, characterized in that it is made of a high-pressure hydrogen gas environmental steel material.

The high-pressure hydrogen gas environmental structure according to claim 4, wherein the high-pressure hydrogen gas environmental structure is a line pipe or a pressure accumulator.

By mass%,
C: 0.04% or more and 0.50% or less, Si: 0.05% or more and 0.50% or less,
Mn: 0.5% or more and 2.0% or less, P: 0.05% or less,
S: 0.01% or less, Al: 0.01% or more and 0.10% or less,
N: 0.0005% or more and 0.0080% or less, O: 0.01% or less, Ni: 0.5% or more and 5.0% or less, Cu: 0.2% or more and 5.0% or less, Mo: 0.2% or more and 5.0% or less, and the balance A steel material having a composition consisting of Fe and unavoidable impurities is heated to an Ac ₃ transformation point or higher and hot-rolled to obtain a steel material having a predetermined shape. A method for producing a steel material for a high-pressure hydrogen gas environment, which comprises performing one of the C treatments to obtain a steel material having a tensile strength of 560 MPa or more and excellent hydrogen permeation resistance in a high-pressure hydrogen gas environment.
Note A treatment: Following the hot rolling, accelerated cooling treatment for cooling from a temperature of (Ar ₃ transformation point -50 ° C) or higher to a cooling shutdown temperature of 600 ° C or lower at a cooling rate of 1 to 200 ° C / s.
B treatment: Following the hot rolling, the mixture is cooled from a temperature of (Ar ₃ transformation point -50 ° C) or higher to a cooling stop temperature of 250 ° C or lower at a cooling rate of 1 to 200 ° C / s, and further cooled to an Ac ₁ transformation point or lower. Direct quenching tempering process, tempering at the temperature of
C treatment: After the completion of the hot rolling, the mixture is cooled to a temperature of 250 ° C. or lower, heated again to the Ac ₃ transformation point or higher, then water-quenched or oil-quenched, and then tempered at a temperature of the Ac ₁ transformation point or lower. Reheat quenching tempering process

By mass%,
C: 0.04% or more and 0.50% or less, Si: 0.05% or more and 0.50% or less,
Mn: 0.5% or more and 2.0% or less, P: 0.05% or less,
S: 0.01% or less, Al: 0.01% or more and 0.10% or less,
N: 0.0005% or more and 0.0080% or less, O: 0.01% or less, Ni: 0.5% or more and 5.0% or less, Cu: 0.2% or more and 5.0% or less, Mo: 0.2% or more and 5.0% or less, and the balance A steel material having a composition consisting of Fe and unavoidable impurities is heated above the Ac ₃ transformation point to form a seamless steel tube by hot working, then cooled to a temperature of 250 ° C or lower, and then above the Ac ₃ transformation point. After heating to, it is water-quenched or oil-quenched, and then tempered by reheating and tempering at a temperature below the Ac ₁ transformation point. A method for manufacturing high-pressure hydrogen gas environmental steel materials, which is characterized by having excellent seamless steel pipes.

In addition to the above composition, in mass%, Cr: 0.1% or more and 2.5% or less, W: 0.05% or more and 2.00% or less, Nb: 0.005% or more and 0.100% or less, Ti: 0.005% or more and 0.100% or less, V: 0.005 The high-pressure hydrogen gas environment according to claim 6 or 7, wherein the composition contains one or more selected from% or more and 0.200% or less, and B: 0.0005% or more and 0.0050% or less. Manufacturing method of steel materials.

In addition to the above composition, in mass%, Nd: 0.005% or more and 1.000% or less, Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0050% or less, REM: 0.0005% or more and 0.0050% or less are selected. The method for producing a high-pressure hydrogen gas environmental steel material according to any one of claims 6 to 8, wherein the composition contains one or more of the above-mentioned ones.