CN105102657B - 钢材及氢用容器、以及它们的制造方法 - Google Patents

钢材及氢用容器、以及它们的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种能够使在高压氢环境中的疲劳裂纹扩展速度比现有的钢降低的钢材、氢用容器、以及它们制造方法。所述钢材具有如下的成分组成：以质量％计，含有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％，还含有Ti：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.20％、V：0.01％以上且小于0.05％中的1种或2种以上，而且含有B：0.0001～0.01％、Mo：0.005～2.0％、Cr：0.005～3.0％中的1种或2种以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成；且所述钢材具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。

Description

钢材及氢用容器、以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及高压氢环境中(high pressure hydrogen environment)中的耐疲劳裂纹扩展特性优异的钢材及氢用容器、以及它们的制造方法。需要说明的是，本发明中的钢材包括钢板、钢管等。
背景技术
近年来，从能源多样化的观点考虑，氢作为清洁能源(clean energy source)而受到了全世界的关注。特别是对以高压氢气为燃料来源的燃料电池汽车(fuel-cellvehicle)的期待增大，全世界广泛地进行了与燃料电池汽车的开发相关的研究，其中一部分已经进行到实用化试验(test for practical use)。
燃料电池汽车将氢储存在罐中代替汽油来行驶。因此，为了普及燃料电池汽车，需要用进行燃料补充的加氢站(hydrogen-filling station)来代替加油站(gas station)。在加氢站里，从作为以高压储存氢的氢用容器的储氢容器向车载氢燃料罐中填充氢。在现在的情况下，向车载氢罐中填充的最高填充压力(maximum filling pressure)为35MPa。另一方面，为了使行驶距离(driving range)能与汽油车相同，期待能使最高填充压力为70MPa，要求能在这样的高压氢环境下安全地储存、供给氢。因此，虽然在现在的情况下要求作为加氢站的氢用容器的储氢容器(high pressure hydrogen storage tank)的压力为40MPa，但在将最高填充压力进一步升高至70MPa时，要求加氢站的储氢容器的压力为80MPa。即，在该情况下，使加氢站的储氢容器处于80MPa的环境中。另外，希望加氢站的设备机器等使用的钢材也能同样地在80MPa这样的高压氢环境下安全地对氢进行储存、供给等。
另一方面，已知氢侵入低合金钢会导致脆化(embrittlement)。只要氢压力低于15MPa左右，就可以使用具有足够厚度的低合金钢。但是，在15MPa以上的压力下，使用中发生氢脆性破坏(hydrogen embtittlement fracture)的危险性增高，因此不能使用低合金钢，可以使用比低合金钢更不易氢脆化(hydrogen embrittlement)的SUS316L钢等奥氏体类不锈钢(austenitic stainless steel)等。
SUS316L钢等不仅钢材的成本高，而且强度低。因此，为了设计成能耐受80MPa的氢压力，需要大幅增加厚度，储氢容器自身的价格也变得非常高。因此，希望开发能够以更低的成本耐受80MPa压力的加氢站用储氢容器。
为了解决上述问题，对采用低合金钢作为高压储氢容器的技术进行了各种研究。在专利文献1中提出了一种高压氢环境用钢(steel for high pressure hydrogenembrittlement resistance)，所述高压氢环境用钢充分利用MnS、Ca类夹杂物或VC作为钢中的氢的捕获位点(trap site)来形成非扩散性氢(nondiffusible hydrogen)，从而抑制扩散性氢(diffusible hydrogen)导致的脆化。在专利文献2、3中提出了一种耐高压氢环境脆化特性优异的低合金高强度钢，其通过在Cr-Mo钢的调质处理(thermal refining)中用比较高的温度进行回火处理(tempering treatment)，使拉伸强度(tensile strength)控制在900～950MPa的极窄范围内。在专利文献4中提出了一种高压氢环境用低合金钢(low-alloy steel for high pressure hydrogen environment resistance)，其通过有效利用V-Mo系碳化物提高回火温度(tempering temperature)而使耐氢环境脆化特性提高。在专利文献5中提出了一种耐氢性优异的高压氢气贮存容器用钢(steel for high pressurehydrogen storage vessel)，其通过大量添加Mo和V，在制造钢板时于正火处理(normalizing treatment)之后实施长时间的去除应力退火(stress-relief annealing)，从而使(Mo,V)C大量析出。在专利文献6中提出了一种通过渗碳体(cementite)的微细化来降低侵入氢量使母材韧性提高，从而抑制氢脆化的技术。在专利文献7中提出了一种通过抑制粗大渗碳体和岛状马氏体(martensite-austenite constituent)(MA)的生成来抑制氢侵入(hydrogen intrusion)和延展性降低(ductility deterioration)，从而抑制氢脆化的技术。需要说明的是，在非专利文献1和2等中记载了通常的低合金钢的疲劳裂纹扩展特性(fatigue crack propagation characteristics)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005-2386号公报
专利文献2：日本特开2009-46737号公报
专利文献3：日本特开2009-275249号公报
专利文献4：日本特开2009-74122号公报
专利文献5：日本特开2010-37655号公报
专利文献6：日本特开2012-107332号公报
专利文献7：日本特开2012-107333号公报
非专利文献
非专利文献1：和田洋流著：“氢能源系统”，Vol.35，No.4(2010)，p.38～44
非专利文献2：宫本泰介等著：“日本机械学会论文集(A篇)”，78卷，788号(2012)，p.531～546
发明内容
发明要解决的课题
特别是对于高压氢环境下使用的储氢容器而言，由于反复进行氢的填充而对容器施加重复应力(cyclic stress)，因此难以确保长时间的使用寿命。为了使使用寿命长期化，降低疲劳裂纹扩展速度(fatigue crack propagation rate)是重要的。对于疲劳裂纹扩展速度而言，通常实验性地求出疲劳裂纹扩展速度da/dN(da/dN：每重复负载1次的裂纹扩展量)与应力强度因子范围(stress intensity factor range)ΔK的关系，用ΔK为25MPa·m1/2左右时的da/dN值来评价特性。可以认为在高压氢中需要使其为1.0×10-6m/次以下来确保必要特性。发明者人等发现，除了该指标以外，基于帕里斯公式(Paris’law)da/dN＝log{C(ΔK)m}(其中，式中C、m为主要由材料决定的常数)由应力强度因子范围ΔK在20～50MPa·m1/2范围的数据求出的C值优选为8.0×10-11以下，由此，能更稳定地确保特性。然而，上述现有技术无法充分地降低疲劳裂纹扩展速度。
本发明是鉴于上述情况而开发的，其目的在于提供一种能够使在高压氢环境中的疲劳裂纹扩展速度比现有的钢降低的钢材、氢用容器、以及它们的制造方法。
需要说明的是，对于在上述高压氢环境下使用的钢管等钢材、储氢容器等氢用容器而言，为了进一步提高安全性，更不易发生氢脆化，拉伸强度TS优选小于900MPa。在该情况下，考虑到设置容器的操作性，为了提高钢的强度而使容器壁厚变薄，更优选拉伸强度TS为700MPa以上。
另一方面，在更加重视高强度化而谋求轻质化的情况下，拉伸强度TS优选为900MPa以上。
解决课题的方法
发明人等为了解决上述问题而反复进行了深入研究。其结果发现，通过以回火马氏体(tempered martensite)为主体、且使微细的析出物分散在钢中，能够大幅降低疲劳裂纹扩展速度。需要说明的是，在下述i)、ii)中的任意情况下，均能够通过如上所述以回火马氏体为主体、且使微细的析出物分散在钢中来大幅降低疲劳裂纹扩展速度。
i)在进一步提高安全性的情况下，优选使钢的拉伸强度TS小于900MPa，更优选使拉伸强度TS为700MPa以上。
ii)在更重视轻质化的情况下，拉伸强度TS为900MPa以上。
即，本发明的主旨构成如下。
[1]一种在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的钢材，其具有如下的成分组成：以质量％计，含有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％，还含有Ti：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.20％、V：0.01％以上且小于0.05％中的1种或2种以上，并且含有B：0.0001～0.01％、Mo：0.005～2.0％、Cr：0.005～3.0％中的1种或2种以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述钢材具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径(grain diameter of prioraustenite)为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
[2]上述[1]所述的在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的钢材，其中，以质量％计，含有C：0.05％以上且小于0.21％。
[3]上述[1]所述的在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的钢材，其中，以质量％计，含有C：0.21～0.60％。
[4]上述[1]～[3]中任一项所述的在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的钢材，其中，以质量％计，还含有Ni：0.005～0.70％、Cu：0.005～2.00％中的1种或2种。
[5]上述[1]～[4]中任一项所述的在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的钢材，其中，以质量％计，还含有Ca：0.001～0.01％、REM：0.001～0.01％中的1种或2种。
[6]上述[1]～[5]中任一项所述的在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的钢材，其中，以质量％计，还含有Mg：0.001～0.01％、Zr：0.001～0.01％中的1种或2种。
[7]上述[1]～[6]中任一项所述的在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的钢材，其中，以质量％计，还含有Sb：0.0001～0.1％。
[8]上述[1]～[7]中任一项所述的在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的钢材，其中，以质量％计，还含有W：0.001～1％。
[9]上述[1]～[8]中任一项所述的在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的钢材，其中，所述钢材为钢管。
[10]一种在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的氢用容器，其具有上述[1]～[8]中任一项所述的成分组成，且具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
[11]一种在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的钢材的制造方法，该方法包括：将上述[1]～[8]中任一项所述的成分组成的钢原材料加热至1100℃以上，然后将950℃至精轧温度之间的加工率设为20％以下，在精轧温度800℃以上进行加工，接着，以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接下来加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却，
所述钢材具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
[12]一种在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的钢管的制造方法，该方法包括：将具有上述[1]～[8]中任一项所述的成分组成的钢原材料加热至1100℃以上，然后将950℃至精轧温度之间的扩管率设为20％以下，在精轧温度800℃以上进行扩管，接着，以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接下来加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却，
所述钢管具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
[13]一种在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的钢材的制造方法，该方法包括：将具有上述[1]～[8]中任一项所述的成分组成、且进行饱和苦味酸蚀刻(saturatedpicric acid etching)而得到的组织的平均粒径为3μm以上的钢材加热至800℃以上并保持60秒钟以上，然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接着加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却，
所述钢材具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
[14]一种在高压氢环境下的疲劳裂纹扩展特性优异的氢用容器的制造方法，该方法包括：将具有上述[1]～[8]中任一项所述的成分组成、且进行饱和苦味酸蚀刻而得到的组织的平均粒径为3μm以上的钢材成型为希望的容器形状，然后加热至800℃以上并保持60秒钟以上，然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接着加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却，
所述氢用容器具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
发明的效果
根据本发明，能够使在80MPa以上的高压氢环境下的疲劳裂纹扩展速度比以往的钢大幅降低，可以改善在高压氢环境下使用的储氢容器等的使用寿命，提高在高压氢环境下使用的储氢容器的安全性。需要说明的是，本发明的钢材、容器在氢压力较低的环境下的氢氛围中也可以同样地使用。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。
首先，对在本发明中将钢材的成分组成限定于上述范围的原因进行说明。需要说明的是，关于成分的“％”，在没有特别说明时表示质量％的意思。
C：0.05～0.60％
C(碳)是用于提高马氏体组织(martensitemicrostructure)的强度的必要元素。而且与Ti、Nb、V、或者进一步与Mo、Cr生成合金碳化物(alloy carbide)，从而抑制在高压氢环境下的疲劳变形中的位错(dislocation)的局部聚集。对于小于TS900MPa的钢而言，C量在0.05％以上时表现出该效果，对于TS900MPa以上的钢而言，C量在0.21％以上时表现出该效果。因此，需要使C量为0.05％以上，在TS900MPa以上的钢的情况下，优选使C量为0.21％以上。但是，如果C量超过0.60％，则其效果饱和，而且在制造钢材时，轧制等加工变得困难，另外，在成型为容器时，难以成型。因此，在本发明中，C量限定于0.05％以上且0.60％以下的范围。另外，在C量为0.21％以上时，难以使钢的TS小于900MPa。因此，在使钢的TS小于900MPa时，优选使C量为0.05％以上且小于0.21％，进一步优选为0.10％以上且0.15％以下。另一方面，在使钢的TS为900MPa以上时，优选使C量为0.21％以上且0.60％以下，进一步优选为0.23％以上且0.35％以下。
Si：0.01～2.0％
Si(硅)是通过固溶强化(solid solution strengthening)而有助于提高强度、且抑制位错的局部聚集的元素。在0.01％以上时表现出该效果。因此，Si量为0.01％以上，Si量优选为0.02％以上。另一方面，如果超过2.0％，则效果饱和，而且难以轧制、成型。因此，Si量为2.0％以下，Si量优选为0.5％以下。因此，Si量限定于0.01％以上且2.0％以下。
Mn：0.3～3.0％
Mn(锰)是通过提高固溶强化和淬火性(hardenability)而有助于提高强度、且抑制位错的局部聚集的元素。在0.3％以上时表现出该效果。因此，Mn量为0.3％以上，Mn量优选为0.5％以上。另一方面，如果超过3.0％，则效果饱和，而且难以轧制、成型，并且会增加疲劳裂纹扩展速度。另外，大量残留未回火的硬质的马氏体、奥氏体(austenite)，使疲劳特性(fatigue characteristic)变差。因此，Mn量为3.0％以下，Mn量优选为1.5％以下。因此，Mn量限定于0.3％以上且3.0％以下，优选为0.3％以上且1.5％以下。
P：0.001～0.040％
P(磷)是有助于提高强度的元素，但另一方面，也是会使韧性(toughness)变差、使疲劳裂纹扩展速度增加的元素。如果P量超过0.040％，则明显表现出该影响。因此，P量为0.040％以下，优选P量为0.025％以下，更优选为0.015％以下。另一方面，使P量小于0.001％这样过度地降低P会导致炼钢工序(steelmaking process)中制造成本的增加。因此，P量为0.001％以上。因此，P量限定于0.001％以上且0.040％以下的范围，优选为0.001％以上且0.025％以下，更优选为0.001％以上且0.015％以下。
S：0.0001～0.010％
如果S(硫)量增加，则会成为导致热脆性(hot and red brittleness)的原因，有时会产生制造工序上的不良情况，另外，会形成夹杂物MnS而降低韧性。另外，虽然增加S量时会增加疲劳裂纹扩展速度，但在S量为0.010％以下时不存在问题。因此，使S量为0.010％以下，优选S量为0.0030％以下。另一方面，使S量小于0.0001％这样过度地降低会导致炼钢工序中脱硫成本(desulfurization cost)的增加。因此，S量为0.0001％以上。由此，S量限定于0.0001％以上且0.010％以下的范围，优选为0.0001％以上0.0030％以下。
N：0.0001～0.0060％
N(氮)对氢脆化的影响较小，只要在0.0060％以下就不会损害本发明的效果。因此，使N量为0.0060％以下，优选N量为0.004％以下。另一方面，从提高韧性的观点考虑，希望N量较少，但会增大炼钢的成本，因此其下限为0.0001％。因此，N量为0.0001％以上且0.0060％以下。
Al：0.01～1.5％
Al(铝)在炼钢工序中作为脱氧剂的有效元素。而且，Al能够抑制渗碳体(cementite)的析出而微细分散。为了获得这样的效果，使Al量为0.01％以上，优选Al量为0.02％以上。另一方面，如果Al量超过1.5％，则不仅导致钢成分成本的增加，而且使Ac3点显著上升，从而变得难以淬火。因此，使Al量为1.5％以下，优选Al量为1.0％以下，更优选为0.5％以下。因此，Al量限定于0.01％以上且1.5％以下的范围，优选为0.02％以上且1.0％以下，进一步优选为0.5％以下。
Ti：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.20％、V：0.01％以上且小于0.05％中的1种或2种以上
Ti(钛)、Nb(铌)、V(钒)均具有通过在淬火中或回火时与C或N形成微细碳化物(fine carbide)、微细氮化物来抑制在氢环境下的疲劳变形(fatigue deformation)中的位错的局部聚集从而降低疲劳裂纹扩展速度的效果。为了获得这样的效果，需要含有0.01％以上的Ti、0.01％以上的Nb、0.01％以上的V中的1种或2种以上。Ti的情况下优选为0.07％以上，Nb的情况下优选为0.12％以上，V的情况下优选为0.02％以上。另一方面，在Ti的情况下如果超过0.20％，在Nb的情况下如果超过0.20％，在V的情况下如果超过0.05％以上，则上述效果饱和。因此，Ti的情况下为0.20％以下，Nb的情况下为0.20％以下，V的情况下小于0.05％。Ti的情况下优选为0.15％以下，Nb的情况下优选为0.15％以下，V的情况下优选为0.03％以下。因此，将各元素的含量限定为：Ti的情况下为0.01％以上且0.20％以下，Nb的情况下为0.01％以上且0.20％以下，V的情况下为0.01％以上且小于0.05％的范围。
B：0.0001～0.01％、Mo：0.005～2.0％、Cr：0.005～3.0％中的1种或2种以上
B(硼)、Mo(钼)、Cr(钼)均是为了使退火后的淬火性提高、确保TS而添加的。另外，Mo、Cr还具有有助于合金碳化物的形成、降低疲劳裂纹扩展速度的效果。为了获得这样的效果，需要含有0.0001％以上的B、0.005％以上的Mo、0.005％以上的Cr中的1种或2种以上。B的情况下优选为0.0015％以上，Mo的情况下优选为0.30％以上，Cr的情况下优选为0.02％以上。B的情况下更优选为0.0020％以上，Mo的情况下更优选为0.50％以上，Cr的情况下更优选为0.50％以上。另一方面，B的情况下如果超过0.01％，Mo的情况下如果超过2.0％，Cr的情况下如果超过3.0％，则上述效果饱和。因此，B的情况下为0.01％以下，Mo的情况下为2.0％以下，Cr的情况下为3.0％以下。B的情况下优选为0.003％以下，Mo的情况下优选为1.5％以下，Cr的情况下优选为2.0％以下。因此，各元素的含量限定为：B的情况下为0.0001％以上且0.01％以下，Mo的情况下为0.005％以上且2.0％以下，Cr的情况下为0.005％以上且3.0％以下的范围。
在本发明中，为了降低在高压氢环境中的疲劳裂纹扩展速度，上述成分组成是必须的。另外，在本发明中，还可以根据需要单独或同时适当含有下述成分组成：Ni：0.005～0.70％、Cu：0.005～2.00％中的1种或2种，Ca：0.001～0.01％、REM：0.001～0.01％中的1种或2种，Mg：0.001～0.01％、Zr：0.001～0.01％中的1种或2种，Sb：0.0001～0.1％、W：0.001～1％。需要说明的是，上述以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。
Ni：0.005～0.70％
为了通过提高退火后的淬火性而易于确保TS，可以添加Ni(镍)。该效果在0.005％以上时表现出来，但在添加超过0.70％时容易大量残留未回火的硬质的马氏体、奥氏体。因此，在添加时，Ni量为0.005％以上且0.70％以下，优选为0.02％以上且0.05％以下。
Cu：0.005～2.00％
与Ni同样，为了通过提高退火后的淬火性而易于确保TS，可以添加Cu(铜)。该效果在0.005％以上时表现出来，如果超过2.00％，则会饱和。因此，在添加时，Cu量为0.005％以上且2.00％以下，优选为0.02％以上且1.00％以下。
Ca：0.001～0.01％
Ca(钙)具有通过对MnS等硫化物的形状控制(shape control)来提高韧性的效果。该效果在0.001％以上时表现出来，如果超过0.01％，则该效果饱和。因此，在含有Ca时，为0.001％以上且0.01％以下，优选为0.001％以上且0.005％以下。
REM：0.001～0.01％
REM与Ca同样，具有通过对MnS等硫化物的形状控制来提高韧性的效果。该效果在0.001％以上时表现出来，如果超过0.01％，则该效果饱和。因此，在含有REM时，为0.001％以上且0.01％以下，优选为0.001％以上且0.005％以下。需要说明的是，REM是Rare EarthMetal的简称，是指稀土金属。
Mg：0.001～0.01％
Mg(镁)具有形成析出物而抑制在氢环境下的疲劳变形中的位错的局部聚集，从而降低疲劳裂纹扩展速度的效果。为了获得这样的效果，需要使Mg量为0.001％以上。但是，如果Mg量超过0.01％，则该效果饱和。因此，在含有Mg时，Mg量为0.001％以上且0.01％以下。
Zr：0.001～0.01％
与Mg相同，Zr(锆)具有形成析出物而抑制在氢环境下的疲劳变形中的位错的局部聚集，从而降低疲劳裂纹扩展速度的效果。为了获得这样的效果，需要使Zr量为0.001％以上。但是，如果Zr量超过0.01％，则该效果饱和。因此，在含有Zr时，Zr量为0.001％以上且0.01％以下。
Sb：0.0001～0.1％
Sb(锑)具有抑制钢板表层结晶粒径不均匀(inhibition of the grain diameterdeviation)，提高表面性状，防止钢板表层部的脱碳的作用。为了获得这样的效果，需要使Sb量为0.0001％以上，优选为0.0010％以上。另一方面，如果Sb量超过0.1％，则效果饱和，成本大幅增高。因此，Sb量为0.1％以下，优选为0.01％以下。因此，在含有Sb时，Sb量为0.0001％以上0.1％以下。
W：0.001～1％
与Ti、Nb等同样地，W(钨)具有通过与C形成微细碳化物而抑制在氢环境下的疲劳变形中的位错的局部聚集，从而降低疲劳裂纹扩展速度的效果。为了获得这样的效果，需要使W量为0.001％以上，优选为0.01％以上。另一方面。如果W量超过1％，则效果饱和，成本大幅增高。因此，W量为1％以下，优选为0.1％以下。因此，在含有W时，W量为0.001％以上且1％以下。
接下来，对钢材组织进行说明。
本发明的钢材、或由钢构成的氢用容器具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
以体积率计95％以上为回火马氏体
C含量为0.05％以上且小于0.21％时，为了使拉伸强度TS小于900MPa，更优选使拉伸强度TS为700MPa以上，使后面叙述的直径100nm以下的析出物以50个/μm2以上的密度分散，需要形成以回火马氏体为主体的组织。另外，C含量为0.21％以上且0.60％以下时，为了使拉伸强度TS为900MPa以上，使后面叙述的直径100nm以下的析出物以50个/μm2以上的密度分散，需要形成以回火马氏体为主体的组织。以回火马氏体为主体是通过在淬火后的回火时使析出物析出，从而使析出物均匀且细小地分散。在以回火马氏体以外的组织为主要组织时，析出物不均匀地分散，无法得到给定的特性。由于混入回火马氏体以外的组织而使疲劳裂纹扩展速度的降低效果变差，而且韧性也降低，但只要回火马氏体的体积率在95％以上，就能够确保本发明的效果。即，回火马氏体以外的组织总计可以允许到5％为止。因此，回火马氏体的体积率为95％以上。需要说明的是，作为回火马氏体以外的组织，有马氏体、奥氏体、贝氏体、回火贝氏体、铁素体、珠光体等，如上所述，只要这些组织中的任意1种以上的总体积率为5％以下就可以允许。
具有Ti、Nb、及V中任意1种以上和碳、及氮中的任意1种以上的直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上
通过形成以50个/μm2以上的密度具有直径100nm以下的析出物(碳化物、氮化物、及碳氮化物中的任意1种以上)的组织，能够降低在氢环境下的疲劳裂纹扩展速度，所述析出物具有Ti、Nb、及V中的任意1种以上和碳、及氮中的任意1种以上。在析出物中，除了上述元素以外，还可以含有Mo、Cr等。
具有Ti、Nb、及V中的任意1种以上元素和碳、及氮中的任意1种以上元素的析出物与铁素体整合后容易细小地析出，而且容易捕获氢。这些直径100nm以下的析出物易于在析出物周围捕获氢，由此，具有能够抑制氢的局部集中的效果。这些析出物的直径超过100nm时，容易产生疲劳裂纹，同时对氢环境下的疲劳裂纹扩展的抑制效果较弱。另外，在该析出密度小于50个/μm2时，抑制氢的局部集中的效果较弱。因此，在本发明中，具有Ti、Nb、及V中的任意1种以上和碳、及氮中的任意1种以上的直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上。析出物的直径优选为50nm以下。另外，析出物的直径优选为1nm以上。另外，析出密度优选为80个/μm2以上。另外，析出密度优选为200个/μm2以下。
旧奥氏体粒径为3μm以上
旧奥氏体粒径小于3μm时，裂纹容易连接起来而使裂纹的扩展加快，因此无法获得给定的特性。因此，旧奥氏体粒径为3μm以上。优选旧奥氏体粒径较大，优选为10μm以上，更优选为15μm以上。另外，旧奥氏体粒径优选为30μm以下。
本发明的钢板、钢管等钢材、氢用容器只要具有上述化学组成和组织即可，对其制造方法等没有特别限定。以下，对钢材和氢用容器的优选制造方法进行说明。
首先，对本发明的钢材的优选制造条件进行说明。
用连续铸造法(continuous casting process)或铸锭-开坯法(ingot-makingand bloomig method)由调整为上述成分组成的钢水制造钢坯等钢原材料。接着，将得到的钢原材料加热至1100℃以上，然后将950℃至精轧温度之间的加工率设为20％以下，在精轧温度800℃以上进行加工，接着，以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接下来加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却，制成希望形态的钢材。此时，作为钢材的形态，有板材、管材或型材等，没有特别限制。例如，可以制成管材形状、即制成钢管而用于储氢容器的原材料、氢输送用的管道等。需要说明的是，上述加工是指在制造钢材时进行的加工，例如，在钢材为钢板等板状时，该加工是指轧制加工，该加工率是指压下率。另外，在钢材为钢管时，该加工是指扩管加工，该加工率是指扩管率。
即，例如在钢材为钢板等板状的钢材时，将得到的钢原材料加热至1100℃以上，然后将950℃至精轧温度之间的压下率设为20％以下，在精轧温度800℃以上进行轧制，接着，以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接下来加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却，制成希望形态的钢材。另外，在钢材为钢管时，将得到的钢原材料加热至1100℃以上，然后将950℃至精轧温度之间的扩管率设为20％以下，在精轧温度800℃以上进行扩管，接着，以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接下来加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却，制成希望形态的钢材。
以下，对上述钢材的制造条件的限定范围及限定原因进行具体说明。
钢原材料的加热温度：1100℃以上
在本发明中，有效利用了Ti、Nb、V中的任意1种以上元素，在钢坯等钢原材料中使这些Ti、Nb、V作为较大的析出物在凝固中析出。对上述析出物进行热轧、热扩管这样的热加工前，需要在加热中进行熔化，因此，需要使钢原材料的加热温度为1100℃以上。另外，从去除(scale off)钢坯等钢原材料表层的气泡(void)、偏析(segregation)等缺陷、减少钢板表面的裂纹、凹凸，从而得到平滑的钢板表面的观点考虑，加热至1100℃以上也是有利的。因此，钢原材料的加热温度为1100℃以上，优选为1150℃以上。另外，如果加热温度超过1300℃，则该效果饱和而导致成本增加。因此，优选为1300℃以下，更优选为1250℃以下。
将950℃至精轧温度之间的加工率设为20％以下，在精轧温度800℃以上进行加工，接着，以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下
如果热加工时的精轧温度小于800℃，则最终组织中容易混入铁素体(ferrite)。另外，如果950℃至精轧温度之间的加工率超过20％，则冷却中容易引发铁素体相变(ferrite transformation)、贝氏体相变(bainite transformation)，从而无法得到给定的组织。另外，在冷却速度小于1℃/秒、或者冷却到达温度(冷却结束温度(cooling stoptemperature))超过350℃的条件下，难以使马氏体组织为95％以上，难以使回火马氏体的体积率为95％以上。因此，950℃至精轧温度之间的加工率为20％以下，在精轧温度800℃以上进行加工，以冷却速度1℃/秒以上冷却至350℃以下。该精轧温度优选为850℃以上，该冷却速度优选为10℃/秒以上。
需要说明的是，如上所述，这里所说的加工率例如在轧制加工时为压下率，在扩管加工时为扩管率。加工率优选为15％以下。另外，加工率优选为2％以上。在精轧温度超过1000℃时成本增加，因此优选为1000℃以下。另外，在冷却速度超过500℃/秒时钢材可能发生淬裂(hardening crack)、或产生形状不良。因此，冷却速度优选为500℃/秒以下，更优选为100℃/秒以下。冷却时的到达温度优选较低，具体而言，优选为100℃以下。另外，冷却只要按照通常方法进行即可，可以使用水冷、油冷、自然冷却或喷雾冷却(mist cooling)等中的任意冷却方法。
加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却
为了对如上所述进行加工、冷却而得到的具有马氏体组织的钢材进行回火而生成希望的析出物，加热(再加热)至400℃以上并保持60秒钟以上。优选加热至550℃以上。另外，优选保持时间为1800秒钟以上。另外，如果回火时的加热温度超过750℃，则马氏体组织的一部分相变为奥氏体，在冷却后大量产生硬质的未回火的马氏体、奥氏体，因此，回火时的加热温度为750℃以下，优选为720℃以下。为了使析出物更大量地析出，优选为550℃以上且720℃以下，另外，优选保持时间为1800秒钟以上。另外，保持时间过长会使成本增高，因此优选为3小时以下。
另外，本发明的钢材可以通过如下方法制造：将进行饱和苦味酸蚀刻而得到的组织平均粒径为3μm以上的钢材加热至800℃以上并保持60秒钟以上，然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接着加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却。
进行饱和苦味酸蚀刻而得到的组织的平均粒径为3μm以上
在饱和苦味酸蚀刻中，作为磷(phosphorus)的偏析部(segregation part)的旧奥氏体晶界、铁素体晶界、珠光体区域的边界及贝氏体区域的边界被蚀刻，因此能够通过求出由饱和苦味酸蚀刻而得到的组织的平均粒径而求出它们的平均直径。在此，将该平均直径称为平均粒径。对作为原材料的钢材进行饱和苦味酸蚀刻，在该蚀刻后得到的组织的平均粒径小于3μm时，在对作为原材料的钢材进行加热的过程中，旧γ粒径微细化，在冷却时开始铁素体相变、贝氏体相变，无法获得给定的特性。因此，以进行饱和苦味酸蚀刻而得到的组织的平均粒径为3μm以上的钢材作为原材料，更优选为5μm以上。需要说明的是，该平均粒径超过30μm时特性饱和，因此优选为30μm以下。
加热至800℃以上并保持60秒钟以上，然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下
在加热温度小于800℃时，在最终组织中容易混入铁素体。另外，在保持时间小于60秒钟时，板厚方向的温度不均匀，会发生制品不良的情况。在冷却速度小于1℃/秒或冷却到达温度超过350℃的条件下，难以使马氏体组织为95％以上。因此，使加热温度为800℃以上并保持60秒钟以上，然后以冷却速度1℃/秒以上冷却至350℃以下。优选该加热温度为820℃以上。优选该保持时间为120秒钟以上。优选该冷却速度为8℃/秒以上。加热温度超过1000℃时成本增加，因此优选为1000℃以下。如果保持时间过长，则成本增加，因此优选为1小时以下。另外，冷却速度超过500℃/秒时，钢材可能发生淬裂、产生形状不良。因此，冷却速度优选为500℃/秒以下，更优选为100℃/秒以下。需要说明的是，优选使冷却时的到达温度较低，具体而言，优选为100℃以下。另外，冷却只要按照通常方法进行即可，可以使用水冷、油冷、自然冷却或喷雾冷却等中的任意的冷却方法。
加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却
为了使得到的马氏体回火而形成回火马氏体，需要加热(再加热)至400℃以上。优选加热至550℃以上。另外，如果在超过750℃下回火，则钢组织的一部分相变为奥氏体，在冷却后大量产生硬质的未回火马氏体、奥氏体。因此，加热至750℃以下，优选加热至720℃以下。另外，为了在板厚方向均匀地对钢材或钢管进行回火，需要保持60秒钟以上。保持时间优选为1800秒钟以上。需要说明的是，为了使析出物更大量地析出，优选在550℃以上且720℃以下进行1800秒钟以上的回火。如果保持时间过长，则成本增加，因此优选为3小时以下。
接下来，对氢用容器的优选制造条件进行说明。
对于本发明的氢用容器而言，将具有上述成分组成、且进行饱和苦味酸蚀刻而得到的组织的平均粒径为3μm以上的钢材加工为希望的容器形状，然后加热至800℃以上并保持60秒钟以上，然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接着加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却。以下，对上述氢用容器的制造条件的限定范围及限定原因进行具体说明。
进行饱和苦味酸蚀刻而得到的组织的平均粒径为3μm以上
在饱和苦味酸蚀刻中，作为磷的偏析部的旧奥氏体晶界、铁素体晶界、珠光体区域的边界及贝氏体区域的边界被蚀刻，因此能够通过求出由饱和苦味酸蚀刻而得到的组织的平均粒径而求出它们的平均直径。在此，将该平均直径称为平均粒径。对作为原材料的钢材进行饱和苦味酸蚀刻，在该蚀刻后得到的组织的平均粒径小于3μm时，在对作为原材料的钢材进行加热的过程中，旧γ粒径微细化，在冷却时开始铁素体相变、贝氏体相变，无法获得给定的特性。因此，以进行饱和苦味酸蚀刻而得到的组织的平均粒径为3μm以上的钢材作为原材料。更优选为5μm以上。需要说明的是，该平均粒径超过30μm时特性饱和，因此优选为30μm以下。
需要说明的是，在将该钢材加工成希望的容器形状时，没有必要特别限定条件等，可以按照通常方法加工。
加热至800℃以上并保持60秒钟以上，然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下
在加热温度小于800℃时，在最终组织中容易混入铁素体。另外，在保持时间小于60秒钟时，板厚方向的温度不均匀，会发生制品不良的情况。在冷却速度小于1℃/秒或冷却到达温度超过350℃的条件下，难以使马氏体组织为95％以上。因此，使加热温度为800℃以上并保持60秒钟以上，然后以冷却速度1℃/秒以上冷却至350℃以下。优选该加热温度为820℃以上。优选该保持时间为120秒钟以上。优选该冷却速度为8℃/秒以上。加热温度超过1000℃时成本增加，因此优选为1000℃以下。如果保持时间过长，则成本增加，因此优选为1小时以下。另外，冷却速度超过500℃/秒时，钢材可能发生淬裂、产生形状不良。因此，冷却速度优选为500℃/秒以下，更优选为100℃/秒以下。需要说明的是，优选使冷却时的到达温度较低，具体而言，优选为100℃以下。
加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却
为了使得到的马氏体回火而形成回火马氏体，需要加热(再加热)至400℃以上。优选加热至550℃以上。另外，如果在超过750℃下回火，则钢组织的一部分相变为奥氏体，在冷却后大量产生硬质的未回火马氏体、奥氏体。因此，加热至750℃以下，优选加热至720℃以下。另外，为了在容器的壁厚方向(板厚方向)均匀地进行回火，需要保持60秒钟以上。保持时间优选为1800秒钟以上。需要说明的是，为了使析出物更大量地析出，优选在550℃以上且720℃以下进行1800秒钟以上的回火。如果保持时间过长，则成本增加，因此优选为3小时以下。
实施例
实施例1
对具有表1所示的成分组成的钢原材料进行炼制，根据表2所示的各种条件制造了板厚25mm的钢板。另外，根据表3所示的各种条件制造了板厚25mm的钢管。需要说明的是，表2(制品种类为钢板)所示的加工率为压下率，表3(制品种类为钢管)所示的加工率为扩管率。另外，冷却速度是从精轧温度至350℃的平均冷却速度。需要说明的是，冷却进行到350℃以下。另外，表2、表3所示的再加热温度为该冷却速度下冷却后的加热(再加热)温度，保持时间为再加热时的保持时间。
另外，使用具有表1所示的成分组成的钢材，根据表4所示的各种条件，制作了板厚或壁厚25mm的钢板、钢管及容器。需要说明的是，在制品种类为容器时，使用具有表1所示的成分组成的钢管作为钢材，加工成容器形状，然后加热至表4所示的加热温度。另外，对于表4所示的冷却速度而言，除了冷却停止温度超过350℃以外的样品是指从加热温度到350℃的平均冷却速度，冷却停止温度超过350℃的样品是指从加热温度至冷却停止温度的平均冷却速度。另外，表4所示的再加热温度是该冷却速度下冷却后的加热(再加热)温度。表4中的钢材的初期粒径是由饱和苦味酸蚀刻而得到的组织照片求出的平均粒径。
然后，对于按表2、表3、表4所示的条件得到的钢板、钢管、容器研究了钢的组织、拉伸特性，另外，在110MPa的氢中进行了疲劳裂纹扩展试验。将得到的结果示于表2、表3、表4。需要说明的是，对于表4的实施例而言，虽然记载了钢板、钢管、容器的种类，但由于将原材料加热至800℃以上的奥氏体单相区域，然后冷却并实施热处理，因此所有制品均得到相同的结果。即，通过加热至奥氏体单相区域而使钢组织奥氏体化，因此无论加热至奥氏体单相区域之前的原材料加工过程如何，加热至奥氏体单相区域后的热历程对钢组织的影响较大，所有制品均得到相同的结果。另外，材料试验和材料特性的评价方法如下。
(1)钢组织
以1000～3000倍之间的适当倍率拍摄了与钢板的轧制方向或者与钢管的轧制方向平行的截面的板厚1/4位置的扫描电子显微镜(electron scanning microscope)(SEM)照片，观察了回火马氏体、铁素体、贝氏体、珠光体。组织的确定由对铁素体相、贝氏体相、珠光体相、渗碳体的肉眼观察来判断，组织分数通过使用上述SEM照片进行图像分析(imageanalysis)而求出，以此作为各种相的体积分数。上述相以外的部分为硬质的未回火马氏体、奥氏体。需要说明的是，在容器的情况下，按照作为原材料的钢材的方向进行了上述研究。
析出物的尺寸和数量如下测定：根据薄膜法制作板厚1/4位置的透射电子显微镜(transmission electron microscope)(TEM)样品，用透射法以1万倍～30万倍的倍率观察回火马氏体部分中析出的析出物，测定了析出物的粒径和直径100nm以下的析出物的密度。对密度为1μm2以上的面积进行测定并计算。另外，析出物的粒径根据截断法(method ofsection)求出。另外，由X射线能谱仪(Energy-dispersive X-ray Spectroscopy)(EDX)测定了析出物是否是具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上的析出物。
得到的制品的旧奥氏体粒径(得到的组织的旧γ粒径)通过进行饱和苦味酸蚀刻而求出。
(2)拉伸特性
使用以钢板的轧制方向或钢管的轧制方向为长度方向(拉伸方向)的JISZ2201(1980)中记载的5号试验片，按照JISZ2241标准进行拉伸试验并进行了评价。需要说明的是，在容器的情况下，按照作为原材料的钢材的方向如上所述进行了研究。
(3)疲劳裂纹扩展试验(fatigue crack propagation test)
按照ASTM E647标准，使用紧凑型试验片(CT试验片(Compact TensionSpecimens))，通过实施疲劳裂纹扩展试验而求出了疲劳裂纹扩展速度。需要说明的是，试验片在从钢材的t/2(t：板厚)的位置起10mm厚度处采集，对裂纹扩展部的表面背面均实施了镜面抛光(mirror polishing)。另外，在钢板、钢管的情况下，按照在轧制方向上负载拉伸压缩负荷且在与轧制方向垂直的方向上疲劳裂纹扩展的方式采取试验片，并进行了试验。在容器的情况下，也在作为原材料的钢材的轧制方向上负载拉伸压缩负荷，与钢板、钢管时同样地进行了试验。需要说明的是，应力比设为-1。而且，如上所述，进行疲劳裂纹扩展试验并求出ΔK＝25MPa·m1/2时的疲劳裂纹扩展速度，同时设定帕里斯公式成立的稳定生长区域并基于帕里斯公式da/dN＝log{C(ΔK)m}(其中，式中C、m为主要由材料确定的常数)由应力强度因子范围ΔK在20～50MPa·m1/2的范围的数据求出了C值。
如表2、表3、表4所示，对于本发明例而言，在0.05％≤C量＜0.21％时满足700MPa≤TS＜900MPa，在0.21％≤C量≤0.60％时满足TS≥900MPa。另外可知，在本发明例中，在疲劳裂纹扩展试验中求出的C值实现了C≤8.0×10-11，而且ΔK＝25MPa·m1/2时的疲劳裂纹扩展速度实现了1.0×10-6m/次以下。
实施例2
对具有表5(表5-1、表5-2)所示的成分组成的钢原材料进行炼制，根据表6(表6-1、表6-2)所示的各种条件制造了板厚25mm的钢板。另外，根据表7所示的各种条件制造了板厚25mm的钢管。需要说明的是，表6(制品种类为钢板)所示的加工率为压下率，表7(制品种类为钢管)所示的加工率为扩管率。另外，冷却速度是从精轧温度至350℃的平均冷却速度。需要说明的是，冷却进行到350℃以下。另外，表6、表7所示的再加热温度为该冷却速度下冷却后的加热(再加热)温度，保持时间为再加热时的保持时间。
另外，使用具有表5所示的成分组成的钢材，根据表8所示的各种条件，制作了板厚或壁厚25mm的钢板、钢管及容器。需要说明的是，在制品种类为容器时，使用具有表5所示的成分组成的钢管作为钢材，加工成容器形状，然后加热至表8所示的加热温度。另外，对于表8所示的冷却速度而言，除了冷却停止温度超过350℃以外的样品是指从加热温度到350℃的平均冷却速度，冷却停止温度超过350℃的样品是指从加热温度至冷却停止温度的平均冷却速度。另外，表8所示的再加热温度是该冷却速度下冷却后的加热(再加热)温度。表8中的钢材的初期粒径是由饱和苦味酸蚀刻而得到的组织照片求出的平均粒径。
然后，对于按照表6、表7、表8所示的条件得到的钢板、钢管、容器研究了钢的组织、拉伸特性，另外，在110MPa的氢中进行了疲劳裂纹扩展试验。将得到的结果示于表6、表7、表8。需要说明的是，对于表8的实施例而言，虽然记载了钢板、钢管、容器的种类，但由于将原材料加热至800℃以上的奥氏体单相区域，然后冷却并实施热处理，因此所有制品均得到相同的结果。即，通过加热至奥氏体单相区域而使钢组织奥氏体化，因此无论加热至奥氏体单相区域之前的原材料加工过程如何，加热至奥氏体单相区域后的热历程对钢组织的影响较大，所有制品均得到相同的结果。另外，材料试验和材料特性的评价方法与实施例1相同，如下所述。
(1)钢组织
以1000～3000倍之间的适当倍率拍摄了与钢板的轧制方向或者与钢管的轧制方向平行的截面的板厚1/4位置的扫描电子显微镜(SEM)照片，观察了回火马氏体、铁素体、贝氏体、珠光体。组织的确定由对铁素体相、贝氏体相、珠光体相、渗碳体的肉眼观察来判断，组织分数通过使用上述SEM照片进行图像分析而求出，以此作为各种相的体积分数。上述相以外的部分为硬质的未回火马氏体、奥氏体。需要说明的是，在容器的情况下，按照作为原材料的钢材的方向进行了上述研究。
析出物的尺寸和数量如下测定：根据薄膜法制作板厚1/4位置的透射电子显微镜(TEM)样品，用透射法以1万倍～30万倍的倍率观察回火马氏体部分中析出的析出物，测定了析出物的粒径和直径100nm以下的析出物的密度。对密度为1μm2以上的面积进行测定并计算。另外，析出物的粒径根据截断法求出。另外，由X射线能谱仪(EDX)测定了析出物是否是具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上的析出物。
得到的制品的旧奥氏体粒径(得到的组织的旧γ粒径)通过进行饱和苦味酸蚀刻而求出。
(2)拉伸特性
使用以钢板的轧制方向或钢管的轧制方向为长度方向(拉伸方向)的JISZ2201(1980)中记载的5号试验片，按照JISZ2241标准进行拉伸试验并进行了评价。需要说明的是，在容器的情况下，按照作为原材料的钢材的方向如上所述进行了研究。
(3)疲劳裂纹扩展试验
按照ASTM E647标准，使用紧凑型试验片(CT试验片)，通过实施疲劳裂纹扩展试验而求出了疲劳裂纹扩展速度。需要说明的是，试验片在从钢材的t/2(t：板厚)的位置起10mm厚度处采集，对裂纹扩展部的表面背面均实施了镜面抛光。另外，在钢板、钢管的情况下，按照在轧制方向上负载拉伸压缩负荷且在与轧制方向垂直的方向上疲劳裂纹扩展的方式采取试验片，并进行了试验。在容器的情况下，也在作为原材料的钢材的轧制方向上负载拉伸压缩负荷，与钢板、钢管时同样地进行了试验。需要说明的是，应力比设为-1。而且，如上所述，进行疲劳裂纹扩展试验并求出ΔK＝25MPa·m1/2时的疲劳裂纹扩展速度，同时设定帕里斯公式成立的稳定生长区域并基于帕里斯公式da/dN＝log{C(ΔK)m}(其中，式中C、m为主要由材料确定的常数)由应力强度因子范围ΔK在20～50MPa·m1/2的范围的数据求出了C值。
如表6、表7、表8所示，对于本发明例而言，在0.05％≤C量＜0.21％时满足700MPa≤TS＜900MPa，在0.21％≤C量≤0.60％时满足TS≥900MPa。另外可知，在本发明例中，疲劳裂纹扩展试验中求出的C值实现了C≤8.0×10-11，而且ΔK＝25MPa·m1/2时的疲劳裂纹扩展速度实现了1.0×10-6m/次以下。

Claims (12)

1.一种钢材，其具有如下的成分组成：以质量％计，含有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％，还含有Ti：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.20％、V：0.01％以上且小于0.05％中的1种或2种以上，并且含有B：0.0001～0.01％、Mo：0.005～2.0％、Cr：0.005～3.0％中的1种或2种以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述钢材具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
2.根据权利要求1所述的钢材，其中，以质量％计，含有C：0.05％以上且小于0.21％。
3.根据权利要求1所述的钢材，其中，以质量％计，含有C：0.21～0.60％。
4.根据权利要求1所述的钢材，其中，以质量％计，还含有选自下述组A～组E中的至少一组，
组A：Ni：0.005～0.70％、Cu：0.005～2.00％中的1种或2种；
组B：Ca：0.001～0.01％、REM：0.001～0.01％中的1种或2种；
组C：Mg：0.001～0.01％、Zr：0.001～0.01％中的1种或2种；
组D：Sb：0.0001～0.1％；
组E：W：0.001～1％。
5.根据权利要求2所述的钢材，其中，以质量％计，还含有选自下述组A～组E中的至少一组，
组A：Ni：0.005～0.70％、Cu：0.005～2.00％中的1种或2种；
组B：Ca：0.001～0.01％、REM：0.001～0.01％中的1种或2种；
组C：Mg：0.001～0.01％、Zr：0.001～0.01％中的1种或2种；
组D：Sb：0.0001～0.1％；
组E：W：0.001～1％。
6.根据权利要求3所述的钢材，其中，以质量％计，还含有选自下述组A～组E中的至少一组，
组A：Ni：0.005～0.70％、Cu：0.005～2.00％中的1种或2种；
组B：Ca：0.001～0.01％、REM：0.001～0.01％中的1种或2种；
组C：Mg：0.001～0.01％、Zr：0.001～0.01％中的1种或2种；
组D：Sb：0.0001～0.1％；
组E：W：0.001～1％。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的钢材，其中，所述钢材为钢管。
8.一种氢用容器，其具有权利要求1～6中任一项所述的成分组成，且具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
9.一种钢材的制造方法，该方法包括：将具有权利要求1～6中任一项所述的成分组成的钢原材料加热至1100℃以上，然后将950℃至精轧温度之间的加工率设为20％以下，在精轧温度800℃以上进行加工，接着，以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接下来加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却，
所述钢材具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
10.一种钢管的制造方法，该方法包括：将具有权利要求1～6中任一项所述的成分组成的钢原材料加热至1100℃以上，然后将950℃至精轧温度之间的扩管率设为20％以下，在精轧温度800℃以上进行扩管，接着，以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接下来加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却，
所述钢管具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
11.一种钢材的制造方法，该方法包括：将具有权利要求1～6中任一项所述的成分组成、且进行饱和苦味酸蚀刻而得到的组织的平均粒径为3μm以上的钢材加热至800℃以上并保持60秒钟以上，然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接着加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却，
所述钢材具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
12.一种氢用容器的制造方法，该方法包括：将具有权利要求1～6中任一项所述的成分组成、且进行饱和苦味酸蚀刻而得到的组织的平均粒径为3μm以上的钢材成型为希望的容器形状，然后加热至800℃以上并保持60秒钟以上，然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却至350℃以下，接着加热至400℃以上且750℃以下并保持60秒钟以上，然后进行冷却，
所述氢用容器具有如下的钢组织：以体积率计，95％以上为回火马氏体，且直径100nm以下的析出物的密度为50个/μm2以上，而且旧奥氏体粒径为3μm以上，所述析出物具有Ti、Nb、V中的任意1种以上和碳、氮中的任意1种以上。
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Families Citing this family (38)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104264054B (zh) * 2014-09-19 2017-02-22 宝山钢铁股份有限公司 一种550MPa级的耐高温管线钢及其制造方法
CN105624575A (zh) * 2014-12-01 2016-06-01 鞍钢股份有限公司 一种临氢设备用钢
KR102062440B1 (ko) 2015-03-03 2020-01-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
CN107109578B (zh) * 2015-03-10 2019-11-05 日本制铁株式会社 悬挂弹簧用钢及其制造方法
JP6278125B2 (ja) * 2015-03-16 2018-02-14 Ｊｆｅスチール株式会社 複合容器蓄圧器ライナー用鋼管および複合容器蓄圧器ライナー用鋼管の製造方法
JP6453798B2 (ja) * 2015-03-16 2019-01-16 Ｊｆｅスチール株式会社 複合容器蓄圧器用ライナー、複合容器蓄圧器、および複合容器蓄圧器用ライナーの製造方法
JP6554844B2 (ja) * 2015-03-18 2019-08-07 日本製鉄株式会社 高圧水素用容器の製造方法
CN105002425B (zh) * 2015-06-18 2017-12-22 宝山钢铁股份有限公司 超高强度超高韧性石油套管用钢、石油套管及其制造方法
CN108026619A (zh) * 2015-09-17 2018-05-11 杰富意钢铁株式会社 高压氢气中的耐氢脆化特性优异的氢用钢结构物及其制造方法
US11180835B2 (en) * 2015-09-25 2021-11-23 Nippon Steel Corporation Steel sheet
CN105543663A (zh) * 2015-12-28 2016-05-04 合肥中澜新材料科技有限公司 一种合金车门铰链制备方法
CN105734424A (zh) * 2016-05-09 2016-07-06 周常 一种海洋钻井平台淡水冷却系统用合金材料及其制备方法
JP6648646B2 (ja) * 2016-07-20 2020-02-14 日本製鉄株式会社 低合金鋼材、低合金鋼管および容器、ならびにその容器の製造方法
JP6648647B2 (ja) * 2016-07-20 2020-02-14 日本製鉄株式会社 低合金鋼材、低合金鋼管および容器、ならびにその容器の製造方法
JP6365793B2 (ja) * 2016-08-12 2018-08-01 Ｊｆｅスチール株式会社 複合容器蓄圧器用ライナー、複合容器蓄圧器、および複合容器蓄圧器用ライナーの製造方法
CN107805757A (zh) * 2016-09-09 2018-03-16 中国石化工程建设有限公司 一种低合金钢管及其制备方法
JP6421883B2 (ja) * 2016-09-21 2018-11-14 Ｊｆｅスチール株式会社 蓄圧器用鋼管、蓄圧器用鋼管の製造方法、および複合容器蓄圧器用ライナー
JP6838422B2 (ja) * 2017-02-17 2021-03-03 日本製鉄株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018160462A1 (en) 2017-03-01 2018-09-07 Ak Steel Properties, Inc. Press hardened steel with extremely high strength
CN107354386B (zh) * 2017-07-13 2019-03-26 北京科技大学 一种抗氢致延迟开裂的高强钢及制备方法
JP6879148B2 (ja) * 2017-09-26 2021-06-02 日本製鉄株式会社 トーションビーム用鋼管、トーションビーム用鋼管の製造方法
CN107937831B (zh) * 2017-11-16 2019-09-10 兰州兰石集团有限公司 压力容器用12Cr2Mo1V合金钢及其锻造热处理工艺
DE102018200343A1 (de) * 2018-01-11 2019-07-11 Robert Bosch Gmbh Bauteil zum Kontaktieren von Wasserstoff
JP7349776B2 (ja) * 2018-04-06 2023-09-25 日本製鉄株式会社 高圧水素容器、及び、高圧水素用鋼材
CN108624813A (zh) * 2018-04-23 2018-10-09 舞阳钢铁有限责任公司 具有耐长时模焊的抗硫化氢腐蚀用容器钢板及其生产方法
WO2020166638A1 (ja) * 2019-02-13 2020-08-20 日本製鉄株式会社 燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管
JP7149352B2 (ja) * 2019-02-13 2022-10-06 日本製鉄株式会社 燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管
JP7319518B2 (ja) * 2019-02-14 2023-08-02 日本製鉄株式会社 耐摩耗厚鋼板
JP7136336B2 (ja) * 2019-03-22 2022-09-13 日本製鉄株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
CN114555850B (zh) * 2019-10-16 2022-11-01 日本制铁株式会社 减震器弹簧
JP7270777B2 (ja) * 2020-01-09 2023-05-10 日鉄ステンレス株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材
CN111575581B (zh) * 2020-05-09 2021-09-24 湖南华菱涟源钢铁有限公司 一种耐酸腐蚀的马氏体耐磨钢板及其制造方法
RU2746599C1 (ru) * 2020-06-04 2021-04-16 Открытое Акционерное Общество "Тяжпрессмаш" Экономнолегированная хладостойкая высокопрочная сталь
RU2753397C1 (ru) * 2020-11-02 2021-08-16 Акционерное общество "Сибирская Угольная Энергетическая Компания" Отливка из высокопрочной износостойкой стали и способы термической обработки отливки из высокопрочной износостойкой стали
KR102493979B1 (ko) * 2020-12-21 2023-01-31 주식회사 포스코 충격인성이 우수한 압력용기용 고강도 강재 및 이의 제조방법
CN113528932A (zh) * 2021-05-31 2021-10-22 唐山钢铁集团高强汽车板有限公司 一种马氏体钢板及其制备方法
WO2023135983A1 (ja) * 2022-01-14 2023-07-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR20230172297A (ko) 2022-06-15 2023-12-22 현대자동차주식회사 수소 취화 저항성 및 강도가 우수한 합금강 및 이의 제조방법

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3235390B2 (ja) * 1995-02-03 2001-12-04 株式会社日立製作所 析出強化型オーステナイト鋼単結晶及びその用途
JP2005002386A (ja) 2003-06-10 2005-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 高圧水素環境用鋼、鋼管およびその製造方法
JP4593510B2 (ja) 2006-03-31 2010-12-08 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品及びその製造方法並びに高強度支圧接合部品用鋼
JP5034308B2 (ja) 2006-05-15 2012-09-26 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5094272B2 (ja) 2007-08-21 2012-12-12 株式会社日本製鋼所 耐高圧水素環境脆化特性に優れた低合金高強度鋼およびその製造方法
JP4251229B1 (ja) 2007-09-19 2009-04-08 住友金属工業株式会社 高圧水素ガス環境用低合金鋼および高圧水素用容器
JP5402007B2 (ja) * 2008-02-08 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5201625B2 (ja) 2008-05-13 2013-06-05 株式会社日本製鋼所 耐高圧水素環境脆化特性に優れた高強度低合金鋼およびその製造方法
JP5353501B2 (ja) 2008-07-09 2013-11-27 新日鐵住金株式会社 耐水素性に優れた常温高圧水素ガス貯蔵鋼製容器およびその製造方法
JP4712838B2 (ja) * 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP4712882B2 (ja) * 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP5709151B2 (ja) * 2009-03-10 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5630125B2 (ja) * 2009-08-06 2014-11-26 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5609383B2 (ja) 2009-08-06 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5043236B2 (ja) 2009-08-31 2012-10-10 新日本製鐵株式会社 スポット溶接継手およびスポット溶接方法
JP4977879B2 (ja) 2010-02-26 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
BR112012021348A2 (pt) * 2010-02-26 2016-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp "material de aço tratado por calor, método para produzir o mesmo, e material de base de aço para o mesmo."
JP5849609B2 (ja) 2010-10-28 2016-01-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧水素貯蔵用鋼材
JP5842537B2 (ja) 2010-10-28 2016-01-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧水素貯蔵容器用高強度鋼材
MX348365B (es) 2011-03-29 2017-06-08 Jfe Steel Corp Placa de acero o lamina de acero resistente a la abrasion excelente en resistencia al agrietamiento por corrosion y esfuerzo y metodo para la fabricacion de la misma.
AU2012233198B2 (en) 2011-03-29 2015-08-06 Jfe Steel Corporation Abrasion resistant steel plate or steel sheet excellent in resistance to stress corrosion cracking and method for manufacturing the same
JP6017341B2 (ja) * 2013-02-19 2016-10-26 株式会社神戸製鋼所 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板

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