JP2024117136A - 水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】適度な強度と、高い耐水素脆性とを備えた水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供すること。【解決手段】水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼は、０．０２≦Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ≦１．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．１５０ｍａｓｓ％、８．０≦Ｃｒ≦２２．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｎｂ≦１．０ｍａｓｓ％、及び、Ｎ≦０．１２ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が２．０番以上であり、残留オーステナイト量が４０ｖｏｌ％以下であり、引張強度が１５００ＭＰａ以上であり、ＤH2(0.7)／Ｄair≧０．８を満たす。このような水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼は、所定の条件下で焼入れ及び焼戻しを行うことにより得られる。【選択図】図５

Description

本発明は、水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、適度な強度と高い耐水素脆性とを備えた水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。

カーボンニュートラル達成の手段の一つとして水素の利用が挙げられる。例えば、代表的な水素の利用例である燃料電池自動車（ＦＣＶ）の場合、高圧水素ガスを使用するため、水素ガス環境に曝される鋼材の水素脆化が問題となる。このような水素ガス環境下に曝される鋼材には、従来、耐水素脆性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が用いられていた。オーステナイト系ステンレス鋼は、耐水素脆性と耐食性とを兼ね備えている。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼は、マルテンサイト系ステンレス鋼などと比較して低強度であるため軽量化が困難である。また、Ｎｉなどの高価な元素を使用するため高コストである。

そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、
炭素鋼、低合金鋼、フェライト系ステンレス鋼、又は、マルテンサイト系ステンレス鋼からなる母材と、
前記母材の表面に形成された耐水素透過皮膜とを備え、
前記耐水素透過皮膜は、アルミニウム系金属間化合物層／アルミニウム層／アルミナ層の三層構造皮膜からなり、平均厚さが３μｍ以上３５μｍ未満である
水素機器用の基材が開示されている。

同文献には、
（Ａ）Ａｌ－Ｓｉ系アルミニウム合金を用いて基材表面に溶融アルミニウムメッキを施すと、基材表面に三層構造皮膜を形成することができる点、及び、
（Ｂ）三層構造皮膜、及び、アルミニウム系金属間化合物層／アルミナ層の二層構造皮膜のいずれも水素侵入を抑制する機能を有しているが、その機能は、二層構造皮膜よりも三層構造皮膜の方が優れている点
が記載されている。

特許文献２には、高圧水素ガス環境下における耐水素脆性の向上を目的とするものではないが、
（ａ）所定量のＣ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌ、Ｈ、Ｔｉ、Ｖ、及びＮｂを含有する鋼をアルゴン酸素脱炭精錬法（ＡＯＤ法）により精錬及び溶製し、熱間加工する場合において、
（ｂ）仕上げ加工後の冷却における４００℃から１５０℃までの温度域を１５℃／ｍｉｎ以下の平均冷却速度にて冷却し、残留オーステナイトを形成させる
マルテンサイト系ステンレス鋼片の製造方法が開示されている。

同文献には、
（Ａ）溶製されたマルテンサイト系ステンレス鋼中に微量の水素が含まれていると、熱間加工後又は冷間加工後において、遅れ破壊の原因となることがある点、
（Ｂ）所定の組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を熱間加工した後、所定の温度域を徐冷すると、マルテンサイト相中に微細なオーステナイトが残留している組織が得られ、鋼中の水素量を低減する処理を行わなくても遅れ破壊が抑制される点、及び、
（Ｃ）遅れ破壊が抑制されるのは、微細な残留オーステナイトが水素のトラップサイトとして機能し、微小欠陥近傍における水素の凝集が抑制されたためと推定される点
が記載されている。

さらに、特許文献３には、耐水素脆性の向上を目的とするものではないが、
（ａ）０．０１～０．１ｍａｓｓ％のＣと、９～１５ｍａｓｓ％のＣｒを含むマルテンサイト系ステンレス鋼をＡ_c3点以上に加熱した後、
（ｂ）８００℃から４００℃までは０．０８℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、
（ｃ）１５０℃までは１℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却する
マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法が開示されている。

同文献には、
（Ａ）Ａ_c1～Ａ_c3の二相域加熱を長時間行うと、逆変態オーステナイト中にオーステナイト形成元素が濃化してＭs点及びＭf点が大幅に低下し、これによって粗大な逆変態オーステナイトが形成されるために、降伏応力が低下する点、及び、
（Ｂ）０．１ｍａｓｓ％以上のＣを含むマルテンサイト系ステンレス鋼をＡ_c3点以上のオーステナイト域に加熱後、高温域を比較的速く冷却し、Ｍs点から室温にかけて急冷せずに冷却すると、マルテンサイトのラス界面に非常に薄い板状の残留オーステナイトが形成されるために、高強度と高靭性が得られる点
が記載されている。

上述したように、オーステナイト系ステンレス鋼は、耐水素脆性に優れているが、高強度化が難しい。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼は、例えば、自動車部品などの軽量化、小型化が求められる構造部材には適さない。また、ＮｉやＭｏなどの高価な元素を多く用いるため、高コストである。

一方、マルテンサイト系ステンレス鋼は、耐食性が高く、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて高強度であるため、部品の軽量化や小型化が可能となる。しかしながら、マルテンサイト系ステンレス鋼は耐水素脆性に劣っているため、これを水素ガス環境に曝される部品に使用するためには、表面に特殊なメッキ処理を施す必要がある（特許文献１参照）。メッキ処理にはコストがかかる上に、鋼材表面にメッキ処理の不備又は傷などがごく一部でも存在すれば、水素脆化を引き起こす懸念があり、安全保障の面でも問題がある。
さらに、低合金鋼の一部には高圧水素ガス環境での使用が認められているものもあるが、これらはいずれの耐食性の不足により、特定の腐食環境で用いられる構造部材には適用できない。

国際公開第２０１５／０９８９８１号 特開２００３－２５３３３３号公報 特開２００３－１２９１９０号公報

本発明が解決しようとする課題は、適度な強度と、高い耐水素脆性とを備えた水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供することにある。

上記課題を解決するために本発明に係る水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼は、以下の構成を備えている。
（１）前記水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼は、
０．０２≦Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ≦１．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
８．０≦Ｃｒ≦２２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｂ≦１．０ｍａｓｓ％、及び、
Ｎ≦０．１２ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼は、
旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が２．０番以上であり、
残留オーステナイト量が４０ｖｏｌ％以下であり、
引張強度が１５００ＭＰａ以上であり、
後述する式（１）を満たす。

本発明に係る水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法は、
０．０２≦Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ≦１．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
８．０≦Ｃｒ≦２２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｂ≦１．０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．１２ｍａｓｓ％
Ｃｕ≦６．００ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％、
Ｖ≦１．５０ｍａｓｓ％、及び、
Ｂ≦０．０５００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素材を製造する第１工程と、
前記素材をＡ_c3点以上固相線温度未満の温度から焼入れし、又は、前記焼入れ後の素材に対してさらにサブゼロ処理を行う第２工程と、
前記焼入れ後又は前記サブゼロ処理後の素材を、最終焼戻し温度が２００℃以上８００℃以下であり、最終焼戻し時間が１０分以上２４時間以下である条件下において、１回以上の焼戻しを行い、本発明に係る水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼を得る第３工程と
を備えている。

所定の組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼の焼入れ及び焼戻しを行う場合において、低温・長時間の条件下において焼戻しを行うと、耐水素脆性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼が得られる。

これは、低温・長時間の焼戻しによって、
（ａ）オーステナイト安定化元素が適度に濃化した残留オーステナイト（焼入れ後に残存するオーステナイト（初期残留オーステナイト）、及び、逆変態オーステナイト）を有する組織が得られ、オーステナイト安定化元素が濃化していない残留オーステナイト（すなわち、耐水素脆性に悪影響を及ぼす残留オーステナイト）の量が減少するため、及び、
（ｂ）残留オーステナイトのＭs点及びＭf点が低下し、焼戻し後の冷却過程における残留オーステナイトのマルテンサイト変態が抑制され、耐水素脆性に悪影響を及ぼすフレッシュマルテンサイトの量が減少するため
と考えられる。

焼入れのみを行い、焼戻しを行わなかった材料（比較例５）の熱処理に伴う組織変化の模式図である。 焼戻し温度が高い材料（比較例６）の熱処理に伴う組織変化の模式図である。 焼戻し時間が短い材料（比較例３）の熱処理に伴う組織変化の模式図である。 焼戻し条件は適切であるが、成分が不適切である材料（比較例１）の熱処理に伴う組織変化の模式図である。 焼戻し条件及び成分が適切である材料（実施例１）の熱処理に伴う組織変化の模式図である。 図６（Ａ）は、ＳＴＥＭを用いて測定された、Ｎｉの濃化がある材料（実施例１）のＮｉの元素マッピングの一例である。図６（Ｂ）は、ＳＴＥＭを用いて測定された、Ｎｉの濃化がない材料（比較例５）のＮｉの元素マッピングの一例である。 図７（Ａ）は、耐水素脆性に劣る鋼材の低歪速度引張（ＳＳＲＴ）試験における応力－変位曲線の一例を示す図である。図７（Ｂ）は、耐水素脆性に優れた鋼材の低歪速度引張（ＳＳＲＴ）試験における応力－変位曲線の一例を示す図である。

以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． 水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼（以下、「マルテンサイト系ステンレス鋼」、又は、単に「鋼」ともいう）は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

（１）０．０２≦Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％：
Ｃは、侵入型元素であり、強度の向上に寄与する。また、Ｃは、後述するＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂなどと結合して炭窒化物（炭化物、及び、窒化物を含む。以下、同じ。）を形成し、焼戻し硬さを向上させる。さらに、Ｃは、焼入れ時において結晶粒の粗大化を防ぐピン止め効果の発現に有効な炭窒化物を形成するため、重要な元素である。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．０２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．０３ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｃ量が過剰になると、引張強度が高くなりすぎ、耐水素脆性の低下を招く場合がある。従って、Ｃ量は、０．３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．２５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２２ｍａｓｓ％以下である。

（２）Ｓｉ≦１．５０ｍａｓｓ％：
マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｓｉを含んでいても良い。Ｓｉは、脱酸元素であり、靱延性の低下を招く酸化物の形成を抑制するために有効である。このような効果を得るためには、Ｓｉ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、耐水素脆性の低下や熱間加工性の低下を招く場合がある。従って、Ｓｉ量は、１．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以下である。

（３）Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％：
マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｍｎを含んでいても良い。Ｍｎは、鋼中にＳが含まれる場合には、ＭｎＳを形成し、熱間加工性及び切削性を高める作用がある。また、Ｍｎは、最終焼戻し後の残留オーステナイト中に濃化して、耐水素脆性を高める作用がある。このような効果を得るためには、Ｍｎ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、焼入れ後に残存するオーステナイト量（初期残留オーステナイト量）を増大させ、耐水素脆性の低下を招く場合がある。従って、Ｍｎ量は、１．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以下である。

（４）Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％：
Ｐは、熱間加工性、粒界強度、靱延性、又は、耐水素脆性を低下させる元素である。そのため、Ｐ量は、低減させることが好ましい。上記特性の低下を抑制するためには、Ｐ量は、０．１５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｐ量は、好ましくは、０．１００ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０４０ｍａｓｓ％以下である。
なお、必要以上のＰ量の低減はコストの上昇を招く。従って、Ｐ量は、これらの点を考慮して最適な含有量を選択するのが好ましい。

（５）Ｓ≦０．１５０ｍａｓｓ％：
マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｓを含んでいてもよい。Ｓは、ＭｎＳの形成を促進し、切削性を高める作用がある。
一方、Ｓ量が過剰になると、耐食性や靱延性を低下させ、あるいは、熱間加工性を低下させる場合がある。従って、Ｓ量は、０．１５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓ量は、好ましくは、０．１００ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０３０ｍａｓｓ％以下である。
なお、切削性の向上が必要でない場合において、必要以上のＳ量の低減はコストの上昇を招く。従って、Ｓ量は、これらの点を考慮して最適な含有量を選択するのが好ましい。

（６）８．０≦Ｃｒ≦２２．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、炭窒化物を形成して強度向上に寄与する。また、Ｃｒは、耐食性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、８．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、１０．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１１．５ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｃｒ量が過剰になると、δフェライトの形成を促進し、靱延性を低下させる場合がある。従って、Ｃｒ量は、２２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、１９．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１８．０ｍａｓｓ％以下である。

（７）１．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、焼入れ時のマルテンサイト変態のために必要となる元素である。また、Ｎｉは、転位の易動度を向上させることで耐水素脆性を高める作用がある重要な元素である。さらに、Ｎｉは、最終焼戻し後の残留オーステナイト中に濃化して耐水素脆性を高める効果がある。このような効果を得るためには、Ｎｉ量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、１．１ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．２ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｎｉ量が過剰になると、最終焼戻し後の残留オーステナイト量の増大を引き起こし、耐水素脆性の低下を招く場合がある。従って、Ｎｉ量は、６．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、５．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、５．０ｍａｓｓ％以下である。

（８）０．０１≦Ｎｂ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｎｂは、ＣやＮと結合して炭窒化物を形成する。炭窒化物は、結晶粒をピン止めし、結晶粒の微細化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｂ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｂ量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｂ量が過剰になると、粗大炭窒化物を形成し、靱延性を著しく悪化させる場合がある。従って、Ｎｂ量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｂ量は、好ましくは、０．６ｍａｓｓ％以下である。

（９）Ｎ≦０．１２ｍａｓｓ％：
マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｎを含んでいても良い。Ｎは、侵入型元素であり、強度の向上に寄与する。また、Ｎは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂなどと結合して炭窒化物を形成する。炭窒化物は、焼戻し硬さを向上させる作用、及び、結晶粒をピン止めし、結晶粒の粗大化を防ぐ作用がある。このような効果を得るためには、Ｎ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎ量が過剰になると、引張強度が過度に上昇し、耐水素脆性の低下を招く場合がある。また、Ｎ量が過剰になると、鋳造時にブローホールが発生する場合がある。従って、Ｎ量は、０．１２ｍａｓｓ％以下である必要がある。

［１．２． 副構成元素］
本発明に係るマルテンサイト系ステンレス鋼材は、上述した主構成元素に加えて、以下のような１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

（１）Ｃｕ≦６．００ｍａｓｓ％：
マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｃｕを含んでいても良い。Ｃｕは、焼戻し時に析出物を形成し、強度の向上に寄与する。また、Ｃｕは、耐食性を向上させる作用がある。さらに、Ｃｕは、最終焼戻し後の残留オーステナイト中に濃化して耐水素脆性を高める作用がある。このような効果を得るためには、Ｃｕ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｃｕ量が過剰になると、熱間加工性を悪化させる場合がある。従って、Ｃｕ量は、６．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｕ量は、さらに好ましくは、５．００ｍａｓｓ％以下、あるいは、４．００ｍａｓｓ％以下である。

（２）Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％：
マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｍｏを含んでいても良い。Ｍｏは、耐食性を向上させる作用がある。また、Ｍｏは、固溶強化元素として強度を向上させる作用がある。さらに、Ｍｏは、焼戻し時にＣ、Ｎと結合して硬さの向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｍｏ量は、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、δフェライトの形成を促進し、靱延性を低下させる場合がある。従って、Ｍｏ量は、３．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｍｏ量は、さらに好ましくは、２．００ｍａｓｓ％以下、あるいは、１．００ｍａｓｓ％以下である。

（３）Ｖ≦１．５０ｍａｓｓ％：
マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｖを含んでいても良い。Ｖは、焼戻し時にＣ、Ｎと結合して硬さの向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｖ量は、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｖ量が過剰になると、粗大炭窒化物が形成され、靱延性を著しく低下させる場合がある。従って、Ｖ量は、１．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｖ量は、さらに好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以下、あるいは、０．６ｍａｓｓ％以下である。
なお、マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｍｏ又はＶのいずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていても良い。

（４）Ｂ≦０．０５００ｍａｓｓ％：
マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｂを含んでいても良い。Ｂは、靱延性の向上に寄与する。また、Ｂは、熱間加工性を向上させる作用がある。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．０００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂ量が過剰になると、かえって熱間加工性が低下する場合がある。従って、Ｂ量は、０．０５００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｂ量は、さらに好ましくは、０．０４００ｍａｓｓ％以下、あるいは、０．０３００ｍａｓｓ％以下である。
なお、マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｍｏ、Ｖ、又は、Ｂのいずれか１種が含まれていても良く、あるいは、２種以上が含まれていても良い。

［１．３． 特性］
［１．３．１． 旧オーステナイト結晶粒度番号］
「旧オーステナイト粒の結晶粒度番号」とは、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０２０に準拠して測定される値をいう。

最終焼戻し後の鋼の結晶粒度番号が小さい（＝粒径が大きい）と、水素により引き起こされる亀裂及びその伝搬に対する抵抗力が小さくなる。その結果、耐水素脆性が悪化し、低歪速度引張（ＳＳＲＴ）試験で不適合となる。優れた耐水素脆性を得るためには、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、２．０番以上である必要がある。結晶粒度番号は、好ましくは、３．０番以上、さらに好ましくは、４．０番以上である。

［１．３．２． 残留オーステナイト量］
「残留オーステナイト量（ｖｏｌ％）」とは、Ｍｏ管球を用いたＸ線回折により得られるフェライト相の（２００）及び（２１１）のピーク強度と、オーステナイト層の（２００）、（２２０）及び（３１１）のピーク強度を用いる方法（いわゆる、５ピーク法）を用いて測定された値をいう。
本発明において、「残留オーステナイト」というときは、
（ａ）焼入れ後に残存しているオーステナイト（初期残留オーステナイト）、及び、
（ｂ）焼戻し中に逆変態により生成したオーステナイト（逆変態オーステナイト）
の双方を合わせたものを指す。

Ｎｉなどのオーステナイト安定化元素を含有する鋼においては、焼戻し時にマルテンサイトからの逆変態によりオーステナイトが生じ、焼戻し後にオーステナイトがそのまま残留する場合がある。残留オーステナイト（初期残留オーステナイト、及び、逆変態オーステナイト）中には、ＮｉをはじめとしてＣ、Ｎ、Ｃｕ、Ｍｎなどのオーステナイト安定化元素が濃化するため、オーステナイト安定度が高くなる。オーステナイト安定度の高い残留オーステナイトは、応力負荷によってマルテンサイト変態を起こしづらいため、耐水素脆性に悪影響を及ぼさないと考えられる。

一方で、焼戻し時に逆変態オーステナイト量が多量に生成すると、残留オーステナイト中にオーステナイト安定元素が濃化しにくいため、結果として耐水素脆性を悪化させる。
耐水素脆性の悪化を抑制するためには、残留オーステナイト量は、４０ｖｏｌ％以下である必要がある。残留オーステナイト量は、好ましくは、３０．０ｖｏｌ％以下、さらに好ましくは、２０．０ｖｏｌ％以下である。

［１．３．３． 引張強度］
「引張強度」とは、
（ａ）常温、大気中、歪速度：５×１０^-5／ｓの条件下で引張試験（低歪速度引張試験）を行い、
（ｂ）低歪速度引張試験時の応力の最大値を引張試験片の平行部面積で除すこと
により得られる値をいう。

水素ガス環境下で使用される部品を本発明に係るマルテンサイト系ステンレス鋼を用いて製造する場合において、部品を軽量化するためには、マルテンサイト系ステンレス鋼の引張強度は、高いほど良い。しかしながら、引張強度が高くなりすぎると、靱性が低下し、脆性破壊が起きやすくなる。脆性破壊を抑制するためには、引張強度は、１５００ＭＰａ以下である必要がある。引張強度は、好ましくは、１４００ＭＰａ以下、さらに好ましくは、１３００ＭＰａ以下である。
但し、引張強度が低くなりすぎると、部品の軽量化が困難となる場合がある。従って、引張強度は、５４０ＭＰａ以上が好ましい。引張強度は、さらに好ましくは、６００ＭＰａ以上、さらに好ましくは、７００ＭＰａ以上である。

［１．３．４． Ｄ_H2／Ｄ_air］
マルテンサイト系ステンレス鋼は、次の式（１）を満たしている必要がある。
Ｄ_H2(0.7)／Ｄ_air≧０．８ …（１）
但し、
Ｄ_airは、常温、大気中、歪速度：５×１０^-5／ｓの条件下で引張試験を行うことにより得られる応力－変位曲線において、応力が極大値を示した時点での変位、
Ｄ_H2(0.7)は、常温、０．７ＭＰａの水素ガス中、歪速度：５×１０^-5／ｓの条件下で引張試験を行うことにより得られる応力－変位曲線において、応力が極大値又は最大値を示した時点での変位。

また、マルテンサイト系ステンレス鋼は、式（１）に加えて、次の式（２）を満たすものが好ましい。
Ｄ_H2(90)／Ｄ_air≧０．８ …（２）
但し、
Ｄ_airは、常温、大気中、歪速度：５×１０^-5／ｓの条件下で引張試験を行うことにより得られる応力－変位曲線において、応力が極大値を示した時点での変位、
Ｄ_H2(90)は、常温、９０．０ＭＰａの水素ガス中、歪速度：５×１０^-5／ｓの条件下で引張試験を行うことにより得られる応力－変位曲線において、応力が極大値又は最大値を示した時点での変位。

なお、水素雰囲気下において引張試験を行った場合において、応力が極大値に到達する前に試験片が破断した場合、あるいは、応力が極大値を示したか否かが明瞭に判別できない場合には、「応力が最大値を示した時点の変位」を「応力が極大値を示した時点での変位」と見なして、式（１）及び式（２）の値を算出する。

Ｄ_H2(0.7)／Ｄ_air及びＤ_H2(90)／Ｄ_air（以下、これらを総称して「Ｄ_H2／Ｄ_air」ともいう）は、耐水素脆性の指標を表す。Ｄ_H2／Ｄ_airが大きいことは、水素雰囲気下での変形量が大きいこと、すなわち、耐水素脆性に優れた材料であることを表す。本発明に係るマルテンサイト系ステンレス鋼は、組成及び組織が最適化されているので、耐水素脆性に優れている。具体的には、組成及び組織を最適化することによって、Ｄ_H2(0.7)／Ｄ_airは、０．８以上となる。組成及び組織をさらに最適化すると、Ｄ_H2(0.7)／Ｄ_airは、０．９以上となる。
組成及び組織をさらに最適化すると、Ｄ_H2(0.7)／Ｄ_airが上述した条件を満たすことに加えて、Ｄ_H2(90)／Ｄ_airが０．８以上、あるいは、０．９以上となる。

［１．４． 用途］
本発明に係るマルテンサイト系ステンレス鋼は、水素ガス環境で使用される各種の部材に使用することができる。このような部材としては、例えば、
（ａ）水素ステーションやＦＣＶで用いられる高圧水素ガス用のバルブ、配管、及び減圧弁、
（ｂ）水素ガスを昇圧するために用いられるコンプレッサ用部材
などがある。

［２． 水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法］
本発明に係る水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法は、
０．０２≦Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ≦１．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
８．０≦Ｃｒ≦２２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｂ≦１．０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．１２ｍａｓｓ％
Ｃｕ≦６．００ｍａｓｓ％、
Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％、
Ｖ≦１．５０ｍａｓｓ％、及び、
Ｂ≦０．０５００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素材を製造する第１工程と、
前記素材をＡ_c3点以上固相線温度未満の温度から焼入れし、又は、前記焼入れ後の素材に対してさらにサブゼロ処理を行う第２工程と、
前記焼入れ後又は前記サブゼロ処理後の素材を、最終焼戻し温度が２００℃以上８００℃以下であり、最終焼戻し時間が１０分以上２４時間以下である条件下において、１回以上の焼戻しを行い、本発明に係る水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼を得る第３工程と
を備えている。

［２．１． 第１工程］
まず、所定の元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素材を製造する（第１工程）。

素材の製造方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。素材は、一般に、
（ａ）所定の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、
（ｂ）鋳塊を熱間加工する
ことにより得られる。
素材の組成については、上述した通りであるので、説明を省略する。

［２．２． 第２工程］
次に、前記素材をＡ_c3点以上固相線温度未満の温度から焼入れする（第２工程）。
第２工程は、前記焼入れのみを行う工程を含むものでも良く、あるいは、前記焼入れ後の素材に対してさらにサブゼロ処理を行う工程を含むものでも良い。

［２．２．１． 焼入れ工程］
焼入れは、一般に、Ａ_c3点以上の温度に素材を加熱し、素材を室温近傍まで冷却する処理である。焼入れ温度は、固相線温度未満であれば良い。但し、焼入れ温度が高すぎると、結晶粒の粗大化が起こり、耐水素脆性を悪化させる場合がある。そのため、焼入れ温度は、この点を考慮して最適な温度を選択するのが好ましい。

焼入れ温度での保持時間は、焼入れ温度に応じて最適な時間を選択する。一般に、焼入れ温度が高くなるほど、短時間でオーステナイト単相状態が得られる。焼入れ温度での保持時間は、材料の寸法にもよるが、通常、１０分～２時間程度である。
焼入れ時の冷却方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。冷却方法としては、具体的には、水冷、油冷、衝風冷却、空冷などがある。

［２．２．２． サブゼロ処理工程］
サブゼロ処理は、焼入れ後の素材を０℃以下の温度に冷却する処理である。焼入れのみでは多量の初期残留オーステナイトが残存する場合、焼入れ後の素材に対してさらにサブゼロ処理を行うのが好ましい。サブゼロ処理により初期残留オーステナイトを低減することで、焼戻し時に安定した強度特性を発現させることができる。サブゼロ処理は、通常、－３０℃～－１９６℃において行われる。

［２．３． 第３工程］
次に、前記焼入れ後又は前記サブゼロ処理後の素材を、最終焼戻し温度が２００℃以上８００℃以下であり、最終焼戻し時間が１０分以上２４時間以下である条件下において、１回以上の焼戻しを行う（第３工程）。これにより、本発明に係る水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼が得られる。

［２．３．１． 焼戻しの回数］
焼戻しは、焼入れ又はサブゼロ処理が行われた素材に対して行われる。焼戻しは、
（ａ）焼入れ又はサブゼロ処理によって生成したマルテンサイト組織、及び、焼戻しが複数回行われる場合には直前の焼戻しの冷却過程で生成したマルテンサイト組織の強度を適度に低減し、靱延性を回復させるため、あるいは、
（ｂ）炭窒化物やＣｕなどの析出を促し、強度を高めるため
に行われる。
そのため、１回の焼戻しによって強度や残留オーステナイト量の調整が不十分な場合には、焼戻しを２回以上実施してもよい。

［２．３．２． 最終焼戻し以外の焼戻し条件］
焼戻しが２回以上行われる場合において、最終焼戻し以外の焼戻し条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択するのが好ましい。
一般に、焼戻し温度が低すぎると、靱延性の回復が不十分となる場合がある。一方、焼戻し温度が高すぎると、逆変態オーステナイトが過剰に生成する場合がある。その結果、残留オーステナイト中のオーステナイト安定化元素の濃化が不十分となり、耐水素脆性を悪化させる場合がある。また、焼戻し後の冷却過程でマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）が多量に生成し、靱延性を悪化させる場合がある。従って、最終焼戻し以外の焼戻し温度は、これらの点を考慮して、最適な温度を選択するのが好ましい。

焼戻し時間は、材料の寸法にもよるが、１０分～２４時間である。冷却方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。冷却方法としては、例えば、水冷、油冷、衝風冷却、空冷などがある。

［２．３．３． 最終焼戻し条件］
「最終焼戻し」とは、焼戻しが１回だけ行われる場合には、１回目の焼戻しをいい、２回以上焼戻しが行われる場合には、最後に行われる焼戻しをいう。

本発明において、最終焼戻し条件は、重要である。最終焼戻しの際の焼戻し温度（最終焼戻し温度）は、最終焼戻し後の強度、靱延性、及び、耐水素脆性が適切となる温度を選択するのが好ましい。最終焼戻し温度が低すぎると、靱延性の回復が不十分となる場合がある。従って、最終焼戻し温度は、２００℃以上である必要がある。最終焼戻し温度は、さらに好ましくは、３００℃以上、あるいは、４００℃以上である。

一方、最終焼戻し温度が高すぎると、焼戻し中に逆変態オーステナイトが多量に生成する。その結果、焼戻し後の冷却過程で残留オーステナイトがマルテンサイト変態し、フレッシュマルテンサイトが多量に生成する場合がある。
また、逆変態オーステナイトが多量に生成すると、残留オーステナイト中へのオーステナイト安定化元素の濃化が不十分となる。オーステナイト安定化元素の濃化が不十分な残留オーステナイトは、応力が作用したときにフレッシュマルテンサイトに変態しやすい。そのため、オーステナイト安定化元素の濃化が不十分な残留オーステナイトは耐水素脆性を悪化させる原因となる場合がある。従って、最終焼戻し温度は、８００℃以下である必要がある。最終焼戻し温度は、好ましくは、７５０℃以下である。

最終焼戻しの際の焼戻し時間（最終焼戻し時間）は、残留オーステナイト中にオーステナイト安定化元素を拡散及び濃化させ、耐水素脆性を高めることが可能な時間を選択するのが好ましい。最終焼戻し時間が短くなりすぎると、オーステナイト安定化元素の濃化が不十分となる。従って、最終焼戻し時間は、１０分以上である必要がある。最終焼戻し時間は、好ましくは、２０分以上、さらに好ましくは、３０分以上である。
一方、必要以上に最終焼戻し時間を長くするのは、コストの増大を招く。従って、最終焼戻し時間は、２４時間以下である必要がある。

［３． 作用］
［３．１． 焼入れのみを行い、焼戻しを行わなかった材料の組織変化］
図１に、焼入れのみを行い、焼戻しを行わなかった材料（比較例５）の熱処理に伴う組織変化の模式図を示す。所定の組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼をＡ_c3点（８００℃～９００℃程度）より高い温度に加熱すると、オーステナイトγ₀単相となる。この状態から、Ａ_c1点未満の温度に焼入れると、γ₀がマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）α₁'に変態するが、γ₀の一部が初期残留オーステナイトγ₁としてそのまま残留する。

焼戻しを行わなかった場合、
（ａ）γ₁にオーステナイト安定化元素が濃化せず、
（ｂ）α₁'が過剰に生成し、
（ｃ）鋼の強度が過度に高くなる。
上記（ａ）～（ｃ）は、いずれも耐水素脆性を低下させる原因となる。そのため、耐水素脆性の低下を抑制するためには、焼入れ後に焼戻しを行う必要がある。

［３．２． 高温で焼戻しを行った材料の組織変化］
図２に、焼戻し温度が高い材料（比較例６）の熱処理に伴う組織変化の模式図を示す。焼入れ後の材料に対して焼戻しを行う場合、焼戻しは、Ａ_c1点以上Ａ_c3点以下の温度で行われる。この温度域では、オーステナイト相（γ）とフェライト相（α）の２相が安定となる。そのため、この温度域で焼戻しを行うと、フレッシュマルテンサイトα₁'の一部が焼戻されて焼戻しマルテンサイトα_T'になると同時に、α₁'の他の一部が逆変態し、逆変態オーステナイトγ₂となる。

この場合において、焼戻し温度が高くなりすぎると、相対的に多量のγ₂が生成する。残留オーステナイト（γ₁、γ₂）は、焼戻し中の元素の拡散によって、Ｎｉ等のオーステナイト安定化元素が濃化しやすい。しかし、焼戻し時に多量のγ₂が生成すると、個々の残留オーステナイト（γ₁、γ₂）へのオーステナイト安定化元素の濃化が不十分となる。その結果、焼戻し後の冷却過程で残留オーステナイト（γ₁、γ₂）の一部がマルテンサイト変態し、新にマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）α₂'が生成する。α₂'は、焼戻しが行われていないために、強度は高いが、靱性は低い。オーステナイト安定化元素が濃化していない残留オーステナイト（γ₁、γ₂）、及び、過剰のα₂'は、いずれも耐水素脆性を悪化させる原因となる。

［３．３． 短時間で焼戻しを行った材料の組織変化］
図３に、焼戻し時間が短い材料（比較例３）の熱処理に伴う組織変化の模式図を示す。焼戻し温度が相対的に低い場合、逆変態オーステナイトγ₂の生成量は少なくなる。これに応じて、焼戻し後の冷却過程で生成するフレッシュマルテンサイトα₂'の生成量も少なくなる。しかしながら、焼戻し時間が短いときには、残留オーステナイト（γ₁、γ₂）へのオーステナイト安定化元素の濃化が不十分となる。オーステナイト安定化元素が濃化していない残留オーステナイト（γ₁、γ₂）は、耐水素脆性を悪化させる原因となる。

［３．４． 成分が不適切である材料の組織変化］
図４に、焼戻し条件は適切であるが、成分が不適切である材料（比較例１）の熱処理に伴う組織変化の模式図を示す。焼戻し温度が相対的に低い場合であっても、オーステナイト安定化元素（例えば、Ｎｉ）が過剰に含まれる場合には、焼戻し中に相対的に多量の逆変態オーステナイトγ₂が生成する。その結果、長時間の焼戻しを行ってもγ₂へのオーステナイト安定化元素の濃化が不十分となる。オーステナイト安定化元素が濃化していない残留オーステナイト（γ₁、γ₂）は、耐水素脆性を悪化させる原因となる。

［３．５． 焼戻し条件及び成分が適切である材料の組織変化］
図５に、焼戻し条件及び成分が適切である材料（実施例１）の熱処理に伴う組織変化の模式図を示す。成分が適切である材料に対し、相対的に低温において長時間の焼戻しを行うと、焼戻し時における逆変態オーステナイトγ₂の生成量を低減することができる。また、長時間の焼戻しを行うことによって、残留オーステナイト（γ₁、γ₂）へのオーステナイト生成元素の濃化が促進される。その結果、残留オーステナイト（γ₁、γ₂）のＭs点及びＭf点が低下する。また、これによって、焼戻し後の冷却過程におけるフレッシュマルテンサイトα₂'の生成量が少なくなる。さらに、焼戻しによって強度を１５００ＭＰａ以下に調整することができ、耐水素脆性の悪化が抑制される。

（実施例１～１９、比較例１～７）
［１． 試料の作製］
真空誘導炉にて、表１に示す組成の鋼５０ｋｇを溶解し、造塊した。その後、インゴットに対して、熱間鍛造、熱間圧延、及び、機械加工を実施して、直径：３０ｍｍの棒鋼を製造した。

次に、棒鋼に対し、焼入れ、サブゼロ処理、及び、焼戻しを行った。
焼入れは、棒鋼を９８０℃～１２２０℃で３０分間保持し、その後、油冷することにより行った。サブゼロ処理は、焼入れ後の棒鋼をさらに－３０℃で３時間保持することにより行った。
さらに、焼戻しは、焼入れ後、又は、サブゼロ処理後の棒鋼を３００℃～８５０℃で１分～６時間保持し、その後、水冷又は空冷することにより行った。また、一部の試料については、焼戻しを２回行った。

［２． 試験方法］
［２．１． 残留オーステナイト量］
焼入れ後、又は、サブゼロ処理後の棒鋼について、Ｍｏ管球を用いたＸ線回折測定を行った。次いで、「５ピーク法」を用いて、残留オーステナイト量（ｖｏｌ％）を算出した。なお、「５ピーク法」とは、Ｘ線プロファイルに現れるフェライト相の（２００）及び（２１１）のピーク強度と、オーステナイト相の（２００）、（２２０）及び（３１１）のピーク強度を用いて残留オーステナイト量（ｖｏｌ％）を算出する方法をいう。

［２．２． 旧オーステナイト粒の結晶粒度］
焼戻し後の棒鋼について、旧オーステナイト粒の結晶粒度を測定した。結晶粒度は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０２０に準拠して測定した。

［２．３． Ｎｉ濃化の有無］
ＳＴＥＭを用いて元素マッピングを行い、Ｎｉ濃化の有無を評価した。図６（Ａ）及び図６（Ｂ）に、Ｎｉの元素マッピングの一例を示す。

［２．４． 低歪速度引張（ＳＳＲＴ）試験］
焼戻し後の棒鋼から引張試験片を採取し、低歪速度引張（ＳＳＲＴ）試験を行った。引張試験片には、平行部直径が６ｍｍの丸棒試験片を用いた。歪速度は、５×１０^-5／ｓとした。試験温度は、常温とした。試験雰囲気は、大気中、０．７ＭＰａの水素ガス中、又は、９０ＭＰａの水素ガス中とした。得られた応力－変位線図に基づいて、極大値の有無の評価、並びに、Ｄ_H2(0.7)／Ｄ_air及びＤ_H2(90)／Ｄ_airの算出を行った。

図７（Ａ）に、耐水素脆性に劣る鋼材の低歪速度引張（ＳＳＲＴ）試験における応力－変位曲線の一例を示す。図７（Ｂ）に、耐水素脆性に優れた鋼材の低歪速度引張（ＳＳＲＴ）試験における応力－変位曲線の一例を示す。応力－変位曲線において応力が極大値を示さないことは、その鋼材が延性に乏しい材料であることを表す。一方、応力－変位曲線において応力が極大値を示すことは、その鋼材が延性の高い材料であることを示す。さらに、水素雰囲気下で行われたＳＳＲＴ試験の応力－変位曲線において、応力が極大値を示すことは、その鋼材が耐水素脆性に優れていることを示す。

［２．５． 引張試験］
焼戻し後の棒鋼から引張試験片を採取し、低歪速度引張試験を行った。引張試験片には、平行部直径が６ｍｍの丸棒試験片を用いた。歪速度は、５×１０^-5／ｓとした。試験温度は、常温とした。試験雰囲気は、大気中とした。応力の最大値を平行部面積で除すことで、引張強度を算出した。

［３． 結果］
表２に結果を示す。表２より、以下のことが分かる。
なお、Ｎｉ濃化に関し、「○」はＮｉの濃化が認められたことを表し、「×」はＮｉの濃化が認められなかったことを表す。
ＳＳＲＴに関し、「Ａ」はＤ_H2／Ｄ_air≧０．９であることを表し、「Ｂ」は０．８≦Ｄ_H2／Ｄ_air＜０．９であることを表し、「Ｃ」はＤ_H2／Ｄ_air＜０．８であることを表す。
引張強度に関し、「○」は引張強度が５４０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ以下であることを表し、「×」は引張強度が１５００ＭＰａ超であることを表す。

（１）比較例１は、Ｄ_H2／Ｄ_airが０．８未満であった。これは、Ｎｉが過剰であるためと考えられる。
（２）比較例２は、Ｄ_H2／Ｄ_airが０．８未満であった。これは、Ｎｉが少ないために、残留オーステナイト（γ₁、γ₂）へのＮｉの濃化は認められるものの、濃化が不十分であったためと考えられる。

（３）比較例３は、Ｄ_H2／Ｄ_airが０．８未満であった。これは、最終焼戻し時間が短すぎたために、残留オーステナイト（γ₁、γ₂）へのオーステナイト安定化元素の拡散及び濃化が不十分であったためと考えられる。
（４）比較例４は、Ｄ_H2／Ｄ_airが０．８未満であった。これは、焼入れ温度が高すぎたために、結晶粒が粗大化したためと考えられる。

（５）比較例５は、Ｄ_H2／Ｄ_airが０．８未満であった。これは、焼戻しを行わなかったためと考えられる。
（６）比較例６は、Ｄ_H2／Ｄ_airが０．８未満であった。これは、焼戻し温度が高すぎたために、焼戻し後の冷却過程でフレッシュマルテンサイトα₂'が多量に生成したためと考えられる。

（７）比較例７は、Ｄ_H2／Ｄ_airが０．８未満であった。これは、Ｃ量及びＮｂ量が少ないために、ピン止めが働かず、結晶粒が粗大化したためと考えられる。
（８）実施例１～９は、いずれも、Ｄ_H2(0.7)／Ｄ_airが０．９以上であった。
（９）実施例６、９は、Ｄ_H2(90)／Ｄ_airが０．８未満となった。これは、残留オーステナイト量がやや多かったためと考えられる。
（１０）実施例１０、１１は、Ｄ_H2(90)／Ｄ_airが０．８未満となった。これは、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号がやや小さかった（旧オーステナイト粒の結晶粒径がやや大きかった）ためと考えられる。

以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。

本発明に係る水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼は、高圧水素ガス用機器に用いられる構造部材として用いることができる。

Claims (4)

1. 以下の構成を備えた水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼。
   （１）前記水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼は、
   ０．０２≦Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
   Ｓｉ≦１．５０ｍａｓｓ％、
   Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、
   Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
   Ｓ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
   ８．０≦Ｃｒ≦２２．０ｍａｓｓ％、
   １．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％、
   ０．０１≦Ｎｂ≦１．０ｍａｓｓ％、及び、
   Ｎ≦０．１２ｍａｓｓ％
   を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
   （２）前記水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼は、
   旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が２．０番以上であり、
   残留オーステナイト量が４０ｖｏｌ％以下であり、
   引張強度が１５００ＭＰａ以下であり、
   次の式（１）を満たす。
   Ｄ_H2(0.7)／Ｄ_air≧０．８ …（１）
   但し、
   Ｄ_airは、常温、大気中、歪速度：５×１０^-5／ｓの条件下で引張試験を行うことにより得られる応力－変位曲線において、応力が極大値を示した時点での変位、
   Ｄ_H2(0.7)は、常温、０．７ＭＰａの水素ガス中、歪速度：５×１０^-5／ｓの条件下で引張試験を行うことにより得られる応力－変位曲線において、応力が極大値又は最大値を示した時点での変位。
2. Ｃｕ≦６．００ｍａｓｓ％をさらに含む請求項１に記載の水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼。
3. Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％、
   Ｖ≦１．５０ｍａｓｓ％、及び、
   Ｂ≦０．０５００ｍａｓｓ％
   からなる群から選ばれる１以上の元素をさらに含む
   請求項１に記載の水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼。
4. ０．０２≦Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
   Ｓｉ≦１．５０ｍａｓｓ％、
   Ｍｎ≦１．５０ｍａｓｓ％、
   Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
   Ｓ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
   ８．０≦Ｃｒ≦２２．０ｍａｓｓ％、
   １．０≦Ｎｉ≦６．０ｍａｓｓ％、
   ０．０１≦Ｎｂ≦１．０ｍａｓｓ％、
   Ｎ≦０．１２ｍａｓｓ％
   Ｃｕ≦６．００ｍａｓｓ％、
   Ｍｏ≦３．００ｍａｓｓ％、
   Ｖ≦１．５０ｍａｓｓ％、及び、
   Ｂ≦０．０５００ｍａｓｓ％
   を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素材を製造する第１工程と、
   前記素材をＡ_c3点以上固相線温度未満の温度から焼入れし、又は、前記焼入れ後の素材に対してさらにサブゼロ処理を行う第２工程と、
   前記焼入れ後又は前記サブゼロ処理後の素材を、最終焼戻し温度が２００℃以上８００℃以下であり、最終焼戻し時間が１０分以上２４時間以下である条件下において、１回以上の焼戻しを行い、請求項１に記載の水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼を得る第３工程と
   を備えた水素ガス環境用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。

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