JP6451545B2 - High Mn steel for high-pressure hydrogen gas, method for producing the same, and piping, container, valve and joint made of the steel - Google Patents
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Description
本発明は、高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材およびその製造方法、ならびにその鋼材からなる、配管、容器、バルブおよび継手に関する。より詳しくは、本発明は、高圧水素ガス環境において優れた機械的特性を有する高強度の高Ｍｎ鋼鋼材およびその製造方法に関し、さらに、上記の鋼材からなり、水素を燃料として走行する燃料電池自動車（以下、「燃料電池自動車」という。）ならびに上記燃料電池自動車に水素を供給する水素ステーションで使用される高圧水素ガス用の、配管、容器、バルブおよび継手にも関する。 The present invention relates to a high Mn steel material for high-pressure hydrogen gas, a method for producing the same, and a pipe, a container, a valve, and a joint made of the steel material. More specifically, the present invention relates to a high-strength, high-Mn steel material having excellent mechanical properties in a high-pressure hydrogen gas environment and a method for producing the same, and further, a fuel cell vehicle made of the above-described steel material and running using hydrogen as fuel. (Hereinafter referred to as “fuel cell vehicle”) and piping, containers, valves, and joints for high-pressure hydrogen gas used in a hydrogen station that supplies hydrogen to the fuel cell vehicle.
近年、燃料電池自動車の開発および水素ステーションの実用化研究が進められており、オーステナイト系ステンレス鋼はこれらに用いられる主要金属材料である。 In recent years, development of fuel cell vehicles and practical application research of hydrogen stations have been promoted, and austenitic stainless steel is the main metal material used in these.
これは、結晶構造として、面心立方（ｆｃｃ）構造のオーステナイト系ステンレス鋼が、一般的に体心立方（ｂｃｃ）構造または体心正方（ｂｃｔ）構造（以下、本明細書においてはこれらをまとめて「ｂｃｃ構造」という。）の炭素鋼および低合金鋼に比べて、水素ガスによる脆化（以下、「水素ガス脆化」という。）に対して優れた耐性を有するためである。 This is because the austenitic stainless steel having a face-centered cubic (fcc) structure as a crystal structure is generally a body-centered cubic (bcc) structure or a body-centered tetragonal (bct) structure (hereinafter, these are summarized in this specification). This is because it has superior resistance to embrittlement by hydrogen gas (hereinafter referred to as “hydrogen gas embrittlement”) as compared with carbon steel and low alloy steel of “bcc structure”.
しかし、高圧の水素ガス環境ではオーステナイト系ステンレス鋼も水素ガス脆化を起こす場合がある。 However, in a high-pressure hydrogen gas environment, austenitic stainless steel may also cause hydrogen gas embrittlement.
例えば、オーステナイト系ステンレス鋼のうちで、ＳＵＳ３０４等の準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、塑性変形に伴って水素脆化感受性の高いｂｃｃ構造のひずみ誘起マルテンサイト（α’マルテンサイト）を生成するため、水素ガス脆化を起こし易い。 For example, among austenitic stainless steels, metastable austenitic stainless steels such as SUS304 produce strain-induced martensite (α ′ martensite) having a bcc structure that is highly susceptible to hydrogen embrittlement due to plastic deformation. Prone to hydrogen gas embrittlement.
一方、ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１６Ｌ等の安定オーステナイト系ステンレス鋼は、常温では相変態を起こしにくいため、優れた耐水素ガス脆化特性を有する。 On the other hand, stable austenitic stainless steels such as SUS316 and SUS316L have excellent hydrogen gas embrittlement resistance because they hardly undergo phase transformation at room temperature.
しかし、上記のＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌでも、温度が低くなって常温を下回ると、それらの成分規格内でもＣｒ、Ｎｉ等の含有量が低い場合にひずみ誘起マルテンサイトを生成し、水素ガス脆化を起こす。 However, even in the above-mentioned SUS316 and SUS316L, when the temperature is lower than normal temperature, strain-induced martensite is generated even when the content of Cr, Ni, etc. is low even within these component specifications, causing hydrogen gas embrittlement. .
さらに、燃料電池自動車の航続距離向上のため、燃料電池自動車に搭載される水素タンクの圧力は、近年では従来の４５ＭＰａよりも高い７０ＭＰａとなっている。 Furthermore, in order to improve the cruising distance of the fuel cell vehicle, the pressure of the hydrogen tank mounted on the fuel cell vehicle is 70 MPa, which is higher than the conventional 45 MPa in recent years.
このため、非特許文献１に、高圧の水素ガス環境用のオーステナイト系ステンレス鋼として、その使用温度に応じて、下記の〔1〕式で表されるＮｉ当量と呼ばれるパラメータ式に基づき、化学組成を厳格に管理したものを使用するべきことが提案されている。
Ｎｉ当量＝１２．６Ｃ＋０．３５Ｓｉ＋１．０５Ｍｎ＋Ｎｉ＋０．６５Ｃｒ＋０．９８Ｍｏ・・・〔1〕。
但し、〔1〕式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。
For this reason, non-patent document 1 describes a chemical composition as austenitic stainless steel for high-pressure hydrogen gas environment based on a parameter formula called Ni equivalent represented by the following formula [1] according to the operating temperature. It is proposed to use a strictly controlled version.
Ni equivalent = 12.6C + 0.35Si + 1.05Mn + Ni + 0.65Cr + 0.98Mo (1).
However, C, Si, Mn, Ni, Cr and Mo in the formula [1] mean the content (mass%) of each element in steel.
高圧ガス保安法に定められる自動車用圧縮水素容器例示基準では、水素ガス脆化を起こしにくいオーステナイト系ステンレス鋼として、上記Ｎｉ当量の下限値が規定され、該条件を満たすＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌの使用が認められている。そして、実態として、所定のＮｉ当量値を満足するように、高価なＮｉを成分規格の上限に近い量まで多量に含有させたＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌが用いられている。 In the example of compressed hydrogen container for automobiles stipulated in the High Pressure Gas Safety Law, the lower limit of the Ni equivalent is defined as an austenitic stainless steel that is less prone to hydrogen gas embrittlement, and the use of SUS316 and SUS316L satisfying the condition is permitted. It has been. In actuality, SUS316 and SUS316L containing a large amount of expensive Ni up to an amount close to the upper limit of the component standard are used so as to satisfy a predetermined Ni equivalent value.
一方、現在、燃料電池自動車および水素ステーションでは、製造コストの低減が最大の課題となっている。したがって、高価なＮｉを多量に含有する材料を使用することは、燃料電池自動車および水素ステーションの低コスト化に対して大きな抵抗となる。このため、水素ガス脆化を起こしにくく、かつＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌよりも安価なオーステナイト系ステンレス鋼の開発要望が極めて高い。 On the other hand, at present, reduction of manufacturing costs is the biggest issue for fuel cell vehicles and hydrogen stations. Therefore, using a material containing a large amount of expensive Ni is a great resistance to reducing the cost of fuel cell vehicles and hydrogen stations. For this reason, there is an extremely high demand for development of austenitic stainless steel that is less prone to hydrogen gas embrittlement and cheaper than SUS316 and SUS316L.
さらに、燃料電池自動車の航続距離向上のための高い水素タンク圧力に耐えられるように、上記オーステナイト系ステンレス鋼には、従来以上の高強度も要求される。このため、特に、１０００ＭＰａ以上の引張強さを有する安価な高強度オーステナイト系ステンレス鋼の開発要望が大きい。 Further, the austenitic stainless steel is required to have higher strength than before so that it can withstand a high hydrogen tank pressure for improving the cruising distance of the fuel cell vehicle. For this reason, in particular, there is a great demand for development of an inexpensive high-strength austenitic stainless steel having a tensile strength of 1000 MPa or more.
オーステナイト安定化作用を有し、かつＮｉよりも安価な元素として、Ｍｎが挙げられる。オーステナイト系の高Ｍｎ鋼としては、例えば、Ｃｒ−Ｍｎ−Ｎｉ系の高Ｎ鋼であるＡＩＳＩ ｔｙｐｅ ２０５ステンレス鋼およびＣ−Ｍｎ系のハッドフィールド鋼（Ｈａｄｆｉｅｌｄ’ｓ Ｓｔｅｅｌ）がよく知られている。 An element having an austenite stabilizing action and cheaper than Ni is Mn. As an austenitic high Mn steel, for example, AISI type 205 stainless steel and C-Mn based Hadfield's Steel, which are Cr-Mn-Ni high N steels, are well known.
また、特許文献１〜５に、オーステナイト系の各種高Ｍｎ鋼が開示されている。 Patent Documents 1 to 5 disclose various austenitic high Mn steels.
前述のとおり、ＳＵＳ３０４のようにオーステナイトの安定度が低く、塑性変形によりひずみ誘起マルテンサイトを生成するオーステナイト系ステンレス鋼は、水素ガス脆化を起こし易いので高圧の水素ガス環境で用いることはできない。 As described above, austenitic stainless steel, which has low austenite stability such as SUS304 and generates strain-induced martensite by plastic deformation, easily causes hydrogen gas embrittlement and cannot be used in a high-pressure hydrogen gas environment.
また、前記〔1〕式で表されるＮｉ当量の規定値を満足させるために高価なＮｉを成分規格の上限に近い量まで多量に含有させたＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌは、水素ガス脆化を起こしにくいものの高価である。 Further, SUS316 and SUS316L containing a large amount of expensive Ni up to an amount close to the upper limit of the component standard in order to satisfy the specified value of the Ni equivalent represented by the formula [1] are less prone to hydrogen gas embrittlement. Things are expensive.
一方、既存のＡＩＳＩ ｔｙｐｅ ２０５ステンレス鋼およびハッドフィールド鋼は、オーステナイトの安定度が高く塑性変形してもひずみ誘起マルテンサイトを生じない。さらに、これらの鋼は、上述のＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌよりも安価である。しかし、本発明者らが７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境での水素ガス脆化特性を評価したところ、いずれも水素ガス脆化を起こし易く、上記高圧水素ガス環境ではこれらの鋼を使用できないことが判明した。 On the other hand, existing AISI type 205 stainless steel and hadfield steel have high austenite stability and do not cause strain-induced martensite even when plastically deformed. Furthermore, these steels are cheaper than the above-mentioned SUS316 and SUS316L. However, when the present inventors evaluated the hydrogen gas embrittlement characteristics in a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more, all of them easily cause hydrogen gas embrittlement, and these steels cannot be used in the high-pressure hydrogen gas environment. found.
特許文献１で開示された鉄合金は、「水素脆化に対する抵抗性を持つ」とされている。しかしながら、本発明者らが水素ガス脆化特性を７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で評価したところ、特許文献１の鉄合金は、その規定範囲内の化学組成を有していても、引張強さが８００ＭＰａ以上になると水素ガス脆化を起こし易くなり、特に、引張強さが１０００ＭＰａ以上になると耐水素ガス脆化特性が著しく劣化して、上記のような高圧の水素ガス環境では使用できないことが判明した。 The iron alloy disclosed in Patent Document 1 is said to have “resistance to hydrogen embrittlement”. However, when the present inventors evaluated the hydrogen gas embrittlement property in a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more, the iron alloy of Patent Document 1 has a tensile strength even if it has a chemical composition within the specified range. When it becomes 800 MPa or more, hydrogen gas embrittlement is likely to occur, and particularly when the tensile strength is 1000 MPa or more, the hydrogen gas embrittlement resistance characteristics are remarkably deteriorated and cannot be used in the high-pressure hydrogen gas environment as described above. found.
特許文献２で開示された鋼材は、硫化物応力割れ（以下、「ＳＳＣ」という。）に対して優れた耐性を有しているため、高強度油井用鋼材として適している。なお、上記のＳＳＣは、腐食環境中で鋼材表面に発生した水素の鋼中への拡散と鋼材に負荷された応力との相乗作用によって破断に至る水素脆化の１種である。しかし、本発明者らが７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で上記鋼材の水素ガス脆化特性を評価したところ、特許文献２の鋼材は、その規定範囲内の化学組成を有していても、水素ガス脆化を起こす場合のあることが判明した。このため、特許文献２で提案された鋼材は、７０ＭＰａ以上という高圧の水素ガス環境での使用に対しては、改善すべき余地がある。 Since the steel material disclosed in Patent Document 2 has excellent resistance to sulfide stress cracking (hereinafter referred to as “SSC”), it is suitable as a steel material for high strength oil wells. In addition, said SSC is 1 type of hydrogen embrittlement which leads to a fracture | rupture by the synergistic effect of the spreading | diffusion into the steel of the hydrogen which generate | occur | produced on the steel material surface in the corrosive environment, and the stress loaded on the steel material. However, when the present inventors evaluated the hydrogen gas embrittlement characteristics of the above steel material in a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more, the steel material of Patent Document 2 has a chemical composition within the specified range. It has been found that gas embrittlement may occur. For this reason, the steel material proposed in Patent Document 2 has room to be improved for use in a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more.
特許文献３で開示された鋼は、確かに、ＳＵＳ３１６系鋼を上回る耐水素脆化感受性を有するため、高圧水素環境で使用するのに適している。しかし、特許文献３の鋼は、Ｃｒ含有量が１０〜２０％と高いため、鋼材コストの低減という観点から、改善すべき余地がある。 The steel disclosed in Patent Document 3 certainly has a higher resistance to hydrogen embrittlement than SUS316 steel, and is therefore suitable for use in a high-pressure hydrogen environment. However, since the steel of Patent Document 3 has a high Cr content of 10 to 20%, there is room for improvement from the viewpoint of reducing the steel material cost.
特許文献４で開示された鋼材は、ＳＳＣに対して優れた耐性を有しているため、高強度油井用鋼材として適している。しかし、本発明者らが７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で上記鋼材の水素ガス脆化特性を評価したところ、特許文献４の鋼材は、その規定範囲内の化学組成を有していても、水素ガス脆化を起こす場合のあることが判明した。このため、特許文献４で提案された鋼材は、７０ＭＰａ以上という高圧の水素ガス環境での使用に対しては、改善すべき余地がある。 Since the steel material disclosed in Patent Document 4 has excellent resistance to SSC, it is suitable as a steel material for high-strength oil wells. However, when the present inventors evaluated the hydrogen gas embrittlement characteristics of the steel material in a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more, the steel material of Patent Document 4 has a chemical composition within the specified range. It has been found that gas embrittlement may occur. For this reason, the steel material proposed in Patent Document 4 has room to be improved for use in a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more.
特許文献５で開示された鋼材も、ＳＳＣに対して優れた耐性を有しているため、高強度油井用鋼材として適している。しかし、本発明者らが７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で上記鋼材の水素ガス脆化特性を評価したところ、特許文献５の鋼材もまた、その規定範囲内の化学組成を有していても、水素ガス脆化を起こす場合のあることが判明した。このため、特許文献５で提案された鋼材は、７０ＭＰａ以上という高圧の水素ガス環境での使用に対しては、改善すべき余地がある。 Since the steel material disclosed in Patent Document 5 also has excellent resistance to SSC, it is suitable as a steel material for high strength oil wells. However, when the inventors evaluated the hydrogen gas embrittlement characteristics of the steel material in a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more, the steel material of Patent Document 5 also has a chemical composition within the specified range, It has been found that hydrogen gas embrittlement may occur. For this reason, the steel material proposed in Patent Document 5 has room to be improved for use in a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more.
上記のように、これまでは１０００ＭＰａ以上の引張強さおよび７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境での良好な耐水素ガス脆化特性を有し、さらに経済性にも優れる金属材料は存在しなかった。 As described above, there has been no metal material that has a tensile strength of 1000 MPa or more and a good hydrogen gas embrittlement resistance in a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more and is also excellent in economy.
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、Ｎｉ当量を管理したＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌよりも安価で１０００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高圧水素ガス環境（中でも７０ＭＰａ以上の高圧水素ガス環境）下での機械的特性に優れて良好な耐水素ガス脆化特性を備える高Ｍｎ鋼鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。さらに、上記の鋼材からなる、高圧水素ガス用の、配管、容器、バルブおよび継手を提供することもまた、本発明の目的である。 The present invention has been made in view of the above situation, and is cheaper than SUS316 and SUS316L in which Ni equivalent is controlled, has a tensile strength of 1000 MPa or more, and has a high-pressure hydrogen gas environment (in particular, a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more). An object of the present invention is to provide a high-Mn steel having excellent mechanical properties and excellent hydrogen embrittlement resistance and a method for producing the same. Furthermore, it is also an object of the present invention to provide pipes, containers, valves and joints for high-pressure hydrogen gas made of the above steel materials.
本発明者らは、前記の課題を解決するために、高圧水素ガス環境で十分な耐水素ガス脆化特性を確保するための調査を実施した。この調査には、既存のＡＩＳＩ ｔｙｐｅ ２０５ステンレス鋼およびハッドフィールド鋼をベースにして化学組成を種々調整した鋼、ならびに従来提案されているオーステナイト系の高Ｍｎ鋼をベースにして化学組成を種々調整した高Ｍｎ鋼を用いた。その結果、下記（ａ）〜（ｈ）の知見を得た。 In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors conducted an investigation to ensure sufficient hydrogen gas embrittlement characteristics in a high-pressure hydrogen gas environment. In this study, various chemical compositions were adjusted based on existing AISI type 205 stainless steel and Hadfield steel based on various chemical compositions, and on the conventional austenitic high Mn steel. High Mn steel was used. As a result, the following findings (a) to (h) were obtained.
（ａ）引張強さが１０００ＭＰａ以上であり、かつオーステナイトの安定度が低く金属組織中にｂｃｃ構造のフェライトまたは／およびα’マルテンサイトの体積率が高いオーステナイト系の高Ｍｎ鋼は、７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で極めて水素ガス脆化を起こし易い。 (A) An austenitic high Mn steel having a tensile strength of 1000 MPa or more and a low austenite stability and a high volume fraction of ferrite or / and α ′ martensite in the metal structure is 70 MPa or more. Hydrogen gas embrittlement easily occurs in a high-pressure hydrogen gas environment.
（ｂ）同様に、引張強さが１０００ＭＰａ以上であり、かつオーステナイトの安定度が低く金属組織中にｈｃｐ構造のεマルテンサイトの体積率が高いオーステナイト系の高Ｍｎ鋼は、７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で極めて水素ガス脆化を起こし易い。 (B) Similarly, an austenitic high Mn steel having a tensile strength of 1000 MPa or more and a low austenite stability and a high volume fraction of ε-martensite in the hcp structure is high pressure hydrogen of 70 MPa or more. Hydrogen gas embrittlement easily occurs in a gas environment.
（ｃ）Ｍｎを多量に含有させることにより、高価なＮｉを含有させることなく、オーステナイトを安定化させることができる。しかし、高Ｍｎ鋼は、固溶化熱処理のままでは、安定して１０００ＭＰａ以上の引張強さを得られない。 (C) By containing a large amount of Mn, austenite can be stabilized without containing expensive Ni. However, high-Mn steel cannot stably obtain a tensile strength of 1000 MPa or more with a solution heat treatment.
（ｄ）ＡＩＳＩ ｔｙｐｅ ２０５ステンレス鋼およびハッドフィールド系鋼は、塑性変形でひずみ誘起マルテンサイトが生成しないにも拘わらず、７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境で水素ガス脆化を起こし易い。その理由は、積層欠陥エネルギーを低下させる元素である固溶型元素のＮ（窒素）および／またはＣ（炭素）を多く含有するためと考えられる。すなわち、ＡＩＳＩ ｔｙｐｅ ２０５ステンレス鋼は、一般に、質量％で、０．３２〜０．４０％のＮおよび０．１２〜０．２５％のＣを含有し、ハッドフィールド系鋼は、一般に、質量％で、０．９〜１．２％のＣを含有する。このため、Ｎまたは／およびＣを多量に含有する上記の鋼種では、積層欠陥が生じ易くなり、積層欠陥の生成によって変形の局所化が起こり、変形が局所化した部位で水素ガス脆化感受性が高まると考えられる。 (D) AISI type 205 stainless steel and Hadfield steel are susceptible to hydrogen gas embrittlement in a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or higher, although strain-induced martensite is not generated by plastic deformation. The reason for this is considered to be that a large amount of solid solution element N (nitrogen) and / or C (carbon), which is an element that lowers the stacking fault energy, is contained. That is, AISI type 205 stainless steel generally contains 0.32 to 0.40% N and 0.12 to 0.25% C in mass%, while the Hadfield steel generally contains mass%. And containing 0.9-1.2% C. For this reason, in the above steel types containing a large amount of N or / and C, stacking faults are likely to occur, deformation is caused by the generation of stacking faults, and hydrogen gas embrittlement susceptibility occurs at the site where the deformation is localized. It is thought to increase.
（ｅ）耐水素ガス脆化特性に及ぼすＣとＮの悪影響を排除するためには、固溶化熱処理後に時効処理を行えばよい。すなわち、時効処理によってＣとＮを、炭窒化物、炭化物および窒化物（以下、まとめて「炭窒化物」という。）として析出させれば、固溶Ｃおよび固溶Ｎの量が低減するので、十分な耐水素ガス脆化特性が得られる。 (E) In order to eliminate the adverse effects of C and N on the hydrogen gas embrittlement resistance, an aging treatment may be performed after the solution heat treatment. That is, if C and N are precipitated as carbonitride, carbide and nitride (hereinafter collectively referred to as “carbonitride”) by aging treatment, the amount of solute C and solute N is reduced. Sufficient hydrogen gas embrittlement characteristics can be obtained.
（ｆ）上記時効処理を施して、Ｃｒ系または／およびＶ系の微細な炭窒化物を析出させれば、顕著な強度向上作用が得られる。 (F) When the above-mentioned aging treatment is applied to precipitate Cr-based and / or V-based fine carbonitrides, a remarkable strength improving effect can be obtained.
（ｇ）上記微細な炭窒化物形成による、鋼中に含有されるＣとＮの強度向上への寄与は下記の[1]式で規定されるＦｎ１で表すことができる。同様に、鋼中に含有されるＶとＣｒの強度向上への寄与は下記の[2]式で規定されるＦｎ２で表すことができる。
Ｆｎ１＝Ｃ＋２Ｎ・・・[1]、
Ｆｎ２＝Ｃｒ＋２Ｖ・・・[2]。
但し、[1]式中のＣおよびＮ、ならびに[2]式中のＣｒおよびＶは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。
(G) The contribution to the strength improvement of C and N contained in the steel by the fine carbonitride formation can be expressed by Fn1 defined by the following formula [1]. Similarly, the contribution to the strength improvement of V and Cr contained in the steel can be expressed by Fn2 defined by the following formula [2].
Fn1 = C + 2N [1],
Fn2 = Cr + 2V [2].
However, C and N in the formula [1], and Cr and V in the formula [2] mean the content (mass%) of each element in steel.
（ｈ）Ｃｒ系または／およびＶ系の微細な炭窒化物によって十分な析出強化能を得て、１０００ＭＰａ以上の引張強さを具備する高Ｍｎ鋼材の場合、下記の[3]式で表されるＦｎ３が１．０以上である。
Ｆｎ３＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]・・・[3]。
但し、[3]式中のＣｒ[p]およびＶ[p]は、それぞれ炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量（質量％）を意味する。
(H) In the case of a high Mn steel material that has sufficient precipitation strengthening ability by a Cr-based and / or V-based fine carbonitride and has a tensile strength of 1000 MPa or more, it is represented by the following formula [3]: Fn3 is 1.0 or more.
Fn3 = Cr [p] + 2V [p] ... [3].
However, Cr [p] and V [p] in the formula [3] mean the contents (mass%) of Cr and V precipitated in the steel as carbonitrides, respectively.
本発明は、上記の内容に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材およびその製造方法、ならびにその鋼材からなる、配管、容器、バルブおよび継手にある。 The present invention has been completed based on the above contents, and the gist of the present invention is the following high-Mn steel for high-pressure hydrogen gas, a method for producing the same, and a pipe, container, valve, and joint made of the steel. It is in.
（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：１．２％以下、Ｎ：０．６％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：１０〜６０％、Ｃｒ：０〜２０％、Ｖ：０〜５％、Ｎｉ：０〜５％、Ｃｕ：０〜５％、Ｃｏ：０〜５％、Ａｌ：０〜１％、Ｍｏ：０〜３％、Ｗ：０〜６％、Ｎｂ：０〜１．０％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｚｒ：０〜１．０％、Ｈｆ：０〜１．０％、Ｔａ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．５０％、残部がＦｅおよび不純物であり、不純物としてのＰ、ＳおよびＯが、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下およびＯ：０．０２０％以下で、さらに、下記[1]式で表されるＦｎ１が０．５以上、下記[2]式で表されるＦｎ２が２以上であり、
マトリックスの金属組織が、体積率で、ｆｃｃ構造相：９０〜１００％、ｂｃｃ構造相：０〜１０％およびｈｃｐ構造相：０〜１０％からなり、マトリックス中にＣｒ系炭窒化物およびＶ系炭窒化物の少なくとも一方が析出して、下記[3]式で表されるＦｎ３が１．０以上であり、
引張強さが１０００ＭＰａ以上である、
高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。
Ｆｎ１＝Ｃ＋２Ｎ・・・[1]、
Ｆｎ２＝Ｃｒ＋２Ｖ・・・[2]
Ｆｎ３＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]・・・[3]
但し、[1]式中のＣおよびＮ、ならびに[2]式中のＣｒおよびＶは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。また、[3]式中のＣｒ[p]およびＶ[p]は、それぞれ炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量（質量％）を意味する。
(1) The chemical composition is mass%, C: 1.2% or less, N: 0.6% or less, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 10 to 60%, Cr: 0 to 20 %, V: 0 to 5%, Ni: 0 to 5%, Cu: 0 to 5%, Co: 0 to 5%, Al: 0 to 1%, Mo: 0 to 3%, W: 0 to 6% Nb: 0 to 1.0%, Ti: 0 to 1.0%, Zr: 0 to 1.0%, Hf: 0 to 1.0%, Ta: 0 to 1.0%, B: 0 to 0% 0.020%, Ca: 0 to 0.0050%, Mg: 0 to 0.0050%, REM: 0 to 0.50%, the balance is Fe and impurities, and P, S and O as impurities are P: 0.050% or less, S: 0.050% or less, and O: 0.020% or less. Further, Fn1 represented by the following formula [1] is 0.5 or more, and represented by the following formula [2]. Fn2 is 2 or more,
The matrix metal structure is composed of a volume ratio of fcc structural phase: 90 to 100%, bcc structural phase: 0 to 10%, and hcp structural phase: 0 to 10%. Cr-based carbonitride and V-based in the matrix At least one of the carbonitrides is precipitated, Fn3 represented by the following formula [3] is 1.0 or more,
The tensile strength is 1000 MPa or more,
High Mn steel for high pressure hydrogen gas.
Fn1 = C + 2N [1],
Fn2 = Cr + 2V ... [2]
Fn3 = Cr [p] + 2V [p] ... [3]
However, C and N in the formula [1], and Cr and V in the formula [2] mean the content (mass%) of each element in steel. Further, Cr [p] and V [p] in the formula [3] mean the contents (mass%) of Cr and V precipitated in the steel as carbonitrides, respectively.
（２）前記化学組成が、質量％で、Ｎｉ：０．１〜５％、Ｃｕ：０．１〜５％およびＣｏ：０．１〜５％から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。 (2) The above chemical composition contains, in mass%, at least one selected from Ni: 0.1 to 5%, Cu: 0.1 to 5%, and Co: 0.1 to 5%. The high Mn steel for high pressure hydrogen gas described in (1).
（３）前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．００５〜１％、Ｍｏ：０．１〜３％、Ｗ：０．１〜６％、Ｎｂ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜１．０％、Ｚｒ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％、Ｔａ：０．００１〜１．０％およびＢ：０．０００１〜０．０２０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。 (3) The chemical composition is mass%, Al: 0.005 to 1%, Mo: 0.1 to 3%, W: 0.1 to 6%, Nb: 0.01 to 1.0%, Ti: 0.001-1.0%, Zr: 0.001-1.0%, Hf: 0.001-1.0%, Ta: 0.001-1.0% and B: 0.0001- The high Mn steel material for high-pressure hydrogen gas according to the above (1) or (2), which contains one or more selected from 0.020%.
（４）前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％およびＲＥＭ：０．０００１〜０．５０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。 (4) The chemical composition is one type selected from Ca: 0.0001 to 0.0050%, Mg: 0.0001 to 0.0050%, and REM: 0.0001 to 0.50% by mass% The high Mn steel for high-pressure hydrogen gas according to any one of (1) to (3), containing the above.
（５）マトリックスの金属組織が、体積率で、ｆｃｃ構造相：１００％である、上記（１）から（４）までのいずれかに記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。 (5) The high Mn steel material for high-pressure hydrogen gas according to any one of (1) to (4), wherein the matrix metal structure has a volume ratio of fcc structural phase: 100%.
（６）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成である鋼材に、下記の固溶化熱処理および時効処理を順に含むように処理する、上記（１）から（５）までのいずれかに記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材の製造方法。
固溶化熱処理：１０００〜１２００℃の温度で１０分以上保持した後冷却する、
時効処理：６００〜８００℃の温度で０．５時間以上保持する。
(6) From the above (1) to (5), the steel material having the chemical composition according to any one of (1) to (4) is treated so as to include the following solution heat treatment and aging treatment in order. The manufacturing method of the high Mn steel materials for high pressure hydrogen gas in any one of these.
Solution heat treatment: Hold at a temperature of 1000 to 1200 ° C. for 10 minutes or more and then cool,
Aging treatment: Hold at a temperature of 600 to 800 ° C. for 0.5 hour or more.
（７）上記（１）から（５）までのいずれかに記載の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材からなる、高圧水素ガス用の、配管、容器、バルブおよび継手。 (7) A pipe, container, valve, and joint for high-pressure hydrogen gas, comprising the high-Mn steel material for high-pressure hydrogen gas according to any one of (1) to (5) above.
本発明によれば、Ｎｉ当量を管理したＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌよりも安価で１０００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高圧水素ガス環境（中でも７０ＭＰａ以上の高圧水素ガス環境）下での機械的特性に優れて良好な耐水素ガス脆化特性を備える高Ｍｎ鋼鋼材を得ることができる。また、本発明の製造方法によって、上記高Ｍｎ鋼鋼材を得ることができる。さらに、上記の高Ｍｎ鋼鋼材からなる、配管、容器、バルブおよび継手は、上記高圧水素ガス環境での耐久性に優れる。 According to the present invention, it is cheaper than SUS316 and SUS316L in which Ni equivalent is controlled, has a tensile strength of 1000 MPa or more, and has mechanical characteristics under a high-pressure hydrogen gas environment (in particular, a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more). A high Mn steel with excellent hydrogen gas embrittlement resistance can be obtained. Moreover, the said high Mn steel material can be obtained with the manufacturing method of this invention. Furthermore, pipes, containers, valves, and joints made of the above high Mn steel materials are excellent in durability in the high pressure hydrogen gas environment.
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。 Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail.
１．化学組成：
本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材の化学組成の限定理由は次のとおりである。以下の説明において各元素の含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
1. Chemical composition:
The reasons for limiting the chemical composition of the high-Mn steel for high-pressure hydrogen gas of the present invention are as follows. In the following description, “%” for the content of each element means “mass%”.
Ｃ：１．２％以下、Ｎ：０．６％以下
ＣおよびＮは、本発明における重要な元素である。すなわち、ＣおよびＮは、フェライトの生成を抑制し、オーステナイトを安定化する効果を有する。また、いずれも時効処理時に、Ｃｒまたは／およびＶと結び付くことにより微細な炭窒化物を形成し、高強度化に寄与する。しかし、ＣおよびＮを過剰に含有させてもこれらの効果は飽和する。さらに、過剰なＣ含有量は、固溶Ｃ量の増加を招いて高Ｍｎ鋼鋼材中に積層欠陥の生成を促進するので、耐水素ガス脆化特性を大きく低下させる。同様に、過剰なＮ含有量は、固溶Ｎ量の増加を招いて高Ｍｎ鋼鋼材中に積層欠陥の生成を促進するので、耐水素ガス脆化特性を大きく低下させる。したがって、Ｃの含有量を１．２％以下とし、Ｎの含有量を０．６％以下とする。Ｃ含有量の好ましい上限は１．０％であり、より好ましい上限は０．７％である。一方、Ｎ含有量の好ましい上限は０．４％であり、より好ましい上限は０．３％である。但し、上述の効果を得るためには、ＣおよびＮの鋼中含有量は、前記のＦｎ１（＝Ｃ＋２Ｎ）が０．５以上を満たす必要がある。なお、Ｃ含有量の好ましい下限は０．２％であり、より好ましい下限は０．４％である。また、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましい下限は０．１％である。
C: 1.2% or less, N: 0.6% or less C and N are important elements in the present invention. That is, C and N have the effect of suppressing the formation of ferrite and stabilizing austenite. Further, in any case, fine carbonitrides are formed by combining with Cr or / and V at the time of aging treatment, which contributes to high strength. However, even if C and N are contained excessively, these effects are saturated. Furthermore, an excessive C content causes an increase in the amount of solute C and promotes the generation of stacking faults in the high Mn steel material, thus greatly reducing the hydrogen gas embrittlement resistance. Similarly, an excessive N content causes an increase in the amount of solute N and promotes the generation of stacking faults in the high Mn steel, thus greatly reducing the resistance to hydrogen gas embrittlement. Therefore, the C content is 1.2% or less and the N content is 0.6% or less. The upper limit with preferable C content is 1.0%, and a more preferable upper limit is 0.7%. On the other hand, the upper limit with preferable N content is 0.4%, and a more preferable upper limit is 0.3%. However, in order to obtain the above effect, the content of C and N in the steel needs to satisfy the above Fn1 (= C + 2N) of 0.5 or more. In addition, the minimum with preferable C content is 0.2%, and a more preferable minimum is 0.4%. Moreover, the minimum with preferable N content is 0.05%, and a more preferable minimum is 0.1%.
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、この効果を得るには、０．０５％以上含有させる必要がある。一方、１．０％を超えてＳｉを含有させても上記の効果は飽和する。このため、Ｓｉの含有量は０．０５〜１．０％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、また、好ましい上限は０．５％である。
Si: 0.05-1.0%
Si is an element effective for deoxidation of steel, and to obtain this effect, it is necessary to contain 0.05% or more. On the other hand, even if it contains Si exceeding 1.0%, said effect is saturated. For this reason, content of Si shall be 0.05-1.0%. The minimum with preferable Si content is 0.1%, and a preferable upper limit is 0.5%.
Ｍｎ：１０〜６０％
Ｍｎは、本発明において重要な元素である。Ｍｎは、安価でかつオーステナイトを安定化させる作用を有する。この効果を十分に得るには、Ｍｎを１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎを６０％を超えて過剰に含有させても上記の効果は飽和し、かつ熱間加工性等の製造性が低下する。このため、Ｍｎの含有量は１０〜６０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１５％であり、より好ましい下限は１８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は４５％であり、より好ましい上限は３０％である。
Mn: 10 to 60%
Mn is an important element in the present invention. Mn is inexpensive and has the effect of stabilizing austenite. In order to obtain this effect sufficiently, it is necessary to contain 10% or more of Mn. On the other hand, even if Mn is contained excessively in excess of 60%, the above effects are saturated and productivity such as hot workability is lowered. For this reason, content of Mn shall be 10-60%. The minimum with preferable Mn content is 15%, and a more preferable minimum is 18%. The upper limit with preferable Mn content is 45%, and a more preferable upper limit is 30%.
Ｃｒ：０〜２０％、Ｖ：０〜５％
ＣｒおよびＶは、本発明における重要な元素である。すなわち、ＣｒおよびＶは、時効処理時に、ＣおよびＮと結び付いて微細な炭窒化物を形成し、高強度化に寄与する。しかし、ＣｒおよびＶを過剰に含有させてもこれらの効果は飽和して、材料コストの上昇を招く。したがって、Ｃｒ含有量の上限を２０％とし、Ｖ含有量の上限を５％とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１５％であり、より好ましい上限は１０％である。一方、Ｖ含有量の好ましい上限は３％であり、より好ましい上限は２％である。但し、上述の効果を得るためには、ＣｒおよびＶの鋼中含有量は、前記のＦｎ２（＝Ｃｒ＋２Ｖ）が２以上を満たす必要がある。Ｆｎ２が２以上を満たせば、ＣｒとＶは複合して含有させなくてもよい。なお、Ｃｒ含有量の好ましい下限は３％であり、より好ましい下限は４％である。また、Ｖ含有量の好ましい下限は１％であり、より好ましい下限は１．２％である。
Cr: 0 to 20%, V: 0 to 5%
Cr and V are important elements in the present invention. That is, Cr and V are combined with C and N at the time of aging treatment to form fine carbonitrides and contribute to high strength. However, even if Cr and V are contained excessively, these effects are saturated and the material cost increases. Therefore, the upper limit of Cr content is 20% and the upper limit of V content is 5%. The upper limit with preferable Cr content is 15%, and a more preferable upper limit is 10%. On the other hand, the upper limit with preferable V content is 3%, and a more preferable upper limit is 2%. However, in order to obtain the above-described effect, the Fn2 (= Cr + 2V) needs to satisfy 2 or more in the content of Cr and V in the steel. If Fn2 satisfies 2 or more, Cr and V may not be combined and contained. In addition, the minimum with preferable Cr content is 3%, and a more preferable minimum is 4%. Moreover, the minimum with preferable V content is 1%, and a more preferable minimum is 1.2%.
Ｎｉ：０〜５％
Ｎｉは、オーステナイトを安定化させて水素ガス脆化を防止するのに有効な元素である。また、Ｎｉは、靱性の改善にも有効な元素である。このため、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉを多量に含有させると、材料コストの上昇を招く。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量の上限を５％とする。Ｎｉ含有量の上限は３％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｎｉ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．５％であることがより好ましい。
Ni: 0 to 5%
Ni is an element effective for stabilizing austenite and preventing hydrogen gas embrittlement. Ni is an element effective for improving toughness. For this reason, you may contain Ni as needed. However, when Ni is contained in a large amount, the material cost increases. Therefore, the upper limit of the Ni content when contained is 5%. The upper limit of the Ni content is preferably 3%. In order to obtain the above-described effect, the lower limit of the Ni content is preferably 0.1%, and more preferably 0.5%.
Ｃｕ：０〜５％
Ｃｕは、オーステナイトを安定化させて水素ガス脆化を防止するのに有効な元素である。このため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを多量に含有させると、材料コストの上昇を招き、さらに熱間加工性等製造性の低下も招く。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量の上限を５％とする。Ｃｕ含有量の上限は３％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｃｕ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．５％であることがより好ましい。
Cu: 0 to 5%
Cu is an element effective for stabilizing austenite and preventing hydrogen gas embrittlement. For this reason, you may contain Cu as needed. However, when Cu is contained in a large amount, the material cost is increased, and the productivity such as hot workability is also decreased. Therefore, the upper limit of the Cu content when contained is 5%. The upper limit of the Cu content is preferably 3%. In addition, in order to acquire the above-mentioned effect, it is preferable that the minimum of Cu content is 0.1%, and it is more preferable that it is 0.5%.
Ｃｏ：０〜５％
Ｃｏは、オーステナイトを安定化させて水素ガス脆化を防止するのに有効な元素である。また、Ｃｏは、靱性の改善にも有効な元素である。このため、必要に応じてＣｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを多量に含有させると、材料コストの上昇を招く。したがって、含有させる場合のＣｏ含有量の上限を５％とする。Ｃｏ含有量の上限は３％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｃｏ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．５％であることがより好ましい。
Co: 0 to 5%
Co is an element effective for stabilizing austenite and preventing hydrogen gas embrittlement. Co is an element effective for improving toughness. For this reason, you may contain Co as needed. However, if Co is contained in a large amount, the material cost increases. Therefore, the upper limit of the Co content when it is contained is set to 5%. The upper limit of the Co content is preferably 3%. In addition, in order to acquire the above-mentioned effect, it is preferable that the minimum of Co content is 0.1%, and it is more preferable that it is 0.5%.
上記したＮｉ、ＣｕおよびＣｏから選択される２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、５％以下であることが好ましい。 The total amount in the case where two or more selected from Ni, Cu and Co described above are combined and contained is preferably 5% or less.
Ａｌ：０〜１％
Ａｌは、フェライト安定化元素である。一方、Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素である。このため、必要に応じてＡｌを含有させてもよい。しかしながら、Ａｌを１％を超えて含有させてもその効果は飽和する。しかも、Ａｌの含有量が１％を超えると、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性の低下を招き、さらに、酸化物が形成されやすくなって、靱性等にも悪影響を与えることがある。このため、含有させる場合のＡｌ含有量の上限を１％とする。Ａｌ含有量の上限は、０．５％であることが好ましい。一方、前記したＡｌの効果を安定して発現させるためには、Ａｌ含有量の下限は、０．００５％であることが好ましく、０．０２％であることがさらに好ましい。なお、本発明のＡｌ含有量とは、酸可溶Ａｌ（所謂「Ｓｏｌ．Ａｌ」）での含有量を指す。
Al: 0 to 1%
Al is a ferrite stabilizing element. On the other hand, Al is an element effective for deoxidation of steel. For this reason, you may contain Al as needed. However, the effect is saturated even if Al is contained exceeding 1%. In addition, if the Al content exceeds 1%, the formation of ferrite is promoted to deteriorate the hydrogen gas embrittlement resistance, and oxides are more easily formed, which adversely affects toughness and the like. There is. For this reason, the upper limit of Al content in the case of making it contain shall be 1%. The upper limit of the Al content is preferably 0.5%. On the other hand, in order to stably express the above-described effect of Al, the lower limit of the Al content is preferably 0.005%, and more preferably 0.02%. The Al content of the present invention refers to the content of acid-soluble Al (so-called “Sol. Al”).
Ｍｏ：０〜３％
Ｍｏは、フェライト安定化元素である。一方、Ｍｏは、耐候性、耐酸性等、ステンレス鋼としての一般的な耐食性を確保するのに有効な元素である。このため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量の上限を３％とする。Ｍｏ含有量の上限は２％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｍｏ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．５％であることがより好ましい。
Mo: 0 to 3%
Mo is a ferrite stabilizing element. On the other hand, Mo is an element effective for ensuring general corrosion resistance as stainless steel, such as weather resistance and acid resistance. For this reason, you may contain Mo as needed. However, even if Mo is contained in a large amount, the above effect is saturated, resulting in an increase in material cost, and further, the formation of ferrite may be promoted to deteriorate the hydrogen gas embrittlement resistance. Therefore, the upper limit of the Mo content in the case of inclusion is set to 3%. The upper limit of the Mo content is preferably 2%. In addition, in order to acquire the above-mentioned effect, it is preferable that the minimum of Mo content is 0.1%, and it is more preferable that it is 0.5%.
Ｗ：０〜６％
Ｗは、フェライト安定化元素である。一方、Ｗは、耐候性、耐酸性等、ステンレス鋼としての一般的な耐食性を確保するのに有効な元素である。このため、必要に応じてＷを含有させてもよい。しかしながら、Ｗを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＷ含有量の上限を６％とする。Ｗ含有量の上限は３％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｗ含有量の下限は、０．１％であることが好ましく、０．５％であることがより好ましい。
W: 0-6%
W is a ferrite stabilizing element. On the other hand, W is an element effective for ensuring general corrosion resistance as stainless steel, such as weather resistance and acid resistance. For this reason, you may contain W as needed. However, even if a large amount of W is contained, the above effects are saturated, leading to an increase in material cost, and further, the formation of ferrite may be promoted to deteriorate the hydrogen gas embrittlement resistance. Therefore, the upper limit of the W content in the case of inclusion is 6%. The upper limit of the W content is preferably 3%. In addition, in order to acquire the above-mentioned effect, it is preferable that the minimum of W content is 0.1%, and it is more preferable that it is 0.5%.
Ｎｂ：０〜１．０％
Ｎｂは、フェライト安定化元素である。一方、Ｎｂは、合金炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靱性改善に寄与する元素である。このため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量の上限を１．０％とする。Ｎｂ含有量の上限は０．５％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｎｂ含有量の下限は、０．０１％であることが好ましく、０．１％であることがより好ましい。
Nb: 0 to 1.0%
Nb is a ferrite stabilizing element. On the other hand, Nb is an element that forms alloy carbonitrides, refines crystal grains, and contributes to toughness improvement. For this reason, you may contain Nb as needed. However, even if Nb is contained in a large amount, the above effects are saturated, leading to an increase in material cost, and further, the formation of ferrite may be promoted to deteriorate the hydrogen gas embrittlement resistance. Therefore, the upper limit of the Nb content when contained is 1.0%. The upper limit of the Nb content is preferably 0.5%. In addition, in order to acquire the above-mentioned effect, it is preferable that the minimum of Nb content is 0.01%, and it is more preferable that it is 0.1%.
Ｔｉ：０〜１．０％
Ｔｉは、フェライト安定化元素である。一方、Ｔｉは、合金炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靱性改善に寄与する元素である。このため、必要に応じてＴｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＴｉ含有量の上限を１．０％とする。Ｔｉ含有量の上限は０．５％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｔｉ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましく、０．１％であることがより好ましい。
Ti: 0 to 1.0%
Ti is a ferrite stabilizing element. On the other hand, Ti is an element that forms alloy carbonitrides, refines crystal grains, and contributes to toughness improvement. For this reason, you may contain Ti as needed. However, even if Ti is contained in a large amount, the above effects are saturated, leading to an increase in material cost, and further, the formation of ferrite may be promoted to deteriorate the hydrogen gas embrittlement resistance. Therefore, the upper limit of the Ti content when contained is 1.0%. The upper limit of the Ti content is preferably 0.5%. In order to obtain the above-described effect, the lower limit of the Ti content is preferably 0.001%, and more preferably 0.1%.
Ｚｒ：０〜１．０％
Ｚｒは、フェライト安定化元素である。一方、Ｚｒは、合金炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靱性改善に寄与する元素である。このため、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＺｒ含有量の上限を１．０％とする。Ｚｒ含有量の上限は０．５％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｚｒ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましく、０．１％であることがより好ましい。
Zr: 0 to 1.0%
Zr is a ferrite stabilizing element. On the other hand, Zr is an element that forms alloy carbonitrides, refines crystal grains, and contributes to toughness improvement. For this reason, you may contain Zr as needed. However, even if Zr is contained in a large amount, the above effects are saturated, leading to an increase in material cost, and further, the formation of ferrite may be promoted to deteriorate the hydrogen gas embrittlement resistance. Therefore, the upper limit of the Zr content when contained is 1.0%. The upper limit of the Zr content is preferably 0.5%. In addition, in order to acquire the above-mentioned effect, it is preferable that the minimum of Zr content is 0.001%, and it is more preferable that it is 0.1%.
Ｈｆ：０〜１．０％
Ｈｆは、フェライト安定化元素である。一方、Ｈｆは、合金炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靱性改善に寄与する元素である。このため、必要に応じてＨｆを含有させてもよい。しかしながら、Ｈｆを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＨｆ含有量の上限を１．０％とする。Ｈｆ含有量の上限は０．５％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｈｆ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましく、０．１％であることがより好ましい。
Hf: 0 to 1.0%
Hf is a ferrite stabilizing element. On the other hand, Hf is an element that forms alloy carbonitrides, refines crystal grains, and contributes to toughness improvement. For this reason, you may contain Hf as needed. However, even if Hf is contained in a large amount, the above effects are saturated, leading to an increase in material cost, and further, the formation of ferrite may be promoted to deteriorate the hydrogen gas embrittlement resistance. Therefore, the upper limit of the Hf content when contained is 1.0%. The upper limit of the Hf content is preferably 0.5%. In addition, in order to acquire the above-mentioned effect, it is preferable that the minimum of Hf content is 0.001%, and it is more preferable that it is 0.1%.
Ｔａ：０〜１．０％
Ｔａは、フェライト安定化元素である。一方、Ｔａは、合金炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靱性改善に寄与する元素である。このため、必要に応じてＴａを含有させてもよい。しかしながら、Ｔａを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、さらに、フェライトの生成を促進して耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。したがって、含有させる場合のＴａ含有量の上限を１．０％とする。Ｔａ含有量の上限は０．５％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｔａ含有量の下限は、０．００１％であることが好ましく、０．１％であることがより好ましい。
Ta: 0 to 1.0%
Ta is a ferrite stabilizing element. On the other hand, Ta is an element that forms alloy carbonitrides, refines crystal grains, and contributes to toughness improvement. For this reason, you may contain Ta as needed. However, even if Ta is contained in a large amount, the above effects are saturated, leading to an increase in material cost, and further, the formation of ferrite may be promoted to deteriorate the hydrogen gas embrittlement resistance. Therefore, the upper limit of the Ta content when contained is 1.0%. The upper limit of the Ta content is preferably 0.5%. In order to obtain the above-described effect, the lower limit of the Ta content is preferably 0.001%, and more preferably 0.1%.
Ｂ：０〜０．０２０％
Ｂは、フェライト安定化元素である。一方、Ｂは、オーステナイト結晶粒径を微細化し、靱性改善に寄与する元素である。このため、必要に応じてＢを含有させてもよい。しかしながら、Ｂを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招き、また、フェライトの生成を促進して、耐水素ガス脆化特性を低下させることがある。このため、含有させる場合のＢ含有量の上限を０．０２０％とする。Ｂ含有量の上限は、０．０１％であることが好ましい。一方、前記したＢの効果を安定して発現させるためには、Ｂ含有量の下限は、０．０００１％であることが好ましく、０．０００５％であることがさらに好ましい。
B: 0 to 0.020%
B is a ferrite stabilizing element. On the other hand, B is an element that refines the austenite crystal grain size and contributes to toughness improvement. For this reason, you may contain B as needed. However, even if a large amount of B is contained, the above effects are saturated, leading to an increase in material cost, and the formation of ferrite may be promoted to deteriorate the hydrogen gas embrittlement resistance. For this reason, when making it contain, the upper limit of B content shall be 0.020%. The upper limit of the B content is preferably 0.01%. On the other hand, in order to stably express the effect of B described above, the lower limit of the B content is preferably 0.0001%, and more preferably 0.0005%.
上記したＡｌ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＴａおよびＢから選択される２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、８％以下であることが好ましく、６％以下であることがより好ましい。 The total amount when two or more selected from Al, Mo, W, Nb, Ti, Zr, Hf, Ta, and B are contained in combination is preferably 8% or less, and 6% or less. It is more preferable that
Ｃａ：０〜０．００５０％
Ｃａは、鋳造時の凝固割れを防止する作用を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを多量に含有させると、熱間加工性の低下を招くことがある。このため、含有させる場合のＣａ含有量の上限を０．００５０％とする。Ｃａ含有量の上限は０．００３０％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｃａ含有量の下限は、０．０００１％であることが好ましく、０．０００５％であることがより好ましい。
Ca: 0 to 0.0050%
Ca has the effect of preventing solidification cracking during casting. For this reason, you may contain Ca as needed. However, when Ca is contained in a large amount, hot workability may be deteriorated. For this reason, the upper limit of Ca content in the case of making it contain shall be 0.0050%. The upper limit of the Ca content is preferably 0.0030%. In addition, in order to acquire the above-mentioned effect, it is preferable that the minimum of Ca content is 0.0001%, and it is more preferable that it is 0.0005%.
Ｍｇ：０〜０．００５０％
Ｍｇは、鋳造時の凝固割れを防止する作用を有する。このため、必要に応じてＭｇを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを多量に含有させると、熱間加工性の低下を招くことがある。このため、含有させる場合のＭｇ含有量の上限を０．００５０％とする。Ｍｇ含有量の上限は０．００３０％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、Ｍｇ含有量の下限は、０．０００１％であることが好ましく、０．０００５％であることがより好ましい。
Mg: 0 to 0.0050%
Mg has the effect of preventing solidification cracking during casting. For this reason, you may contain Mg as needed. However, when Mg is contained in a large amount, hot workability may be deteriorated. For this reason, the upper limit of Mg content in the case of making it contain shall be 0.0050%. The upper limit of the Mg content is preferably 0.0030%. In order to obtain the above effect, the lower limit of the Mg content is preferably 0.0001%, and more preferably 0.0005%.
ＲＥＭ：０〜０．５０％
ＲＥＭは、鋳造時の凝固割れを防止する作用を有する。このため、必要に応じてＲＥＭを含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを多量に含有させると、熱間加工性の低下を招くことがある。このため、含有させる場合のＲＥＭ含有量の上限を０．５０％とする。ＲＥＭ含有量の上限は０．３０％であることが好ましい。なお、上述の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量の下限は、０．０００１％であることが好ましく、０．０００５％であることがより好ましい。
REM: 0 to 0.50%
REM has the effect of preventing solidification cracking during casting. For this reason, you may contain REM as needed. However, when a large amount of REM is contained, the hot workability may be deteriorated. For this reason, the upper limit of REM content in the case of making it contain shall be 0.50%. The upper limit of the REM content is preferably 0.30%. In addition, in order to acquire the above-mentioned effect, it is preferable that the minimum of REM content is 0.0001%, and it is more preferable that it is 0.0005%.
本発明において「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙ、およびランタノイドの合計１７元素を指し、「ＲＥＭの含有量」とは、ＲＥＭが１種の場合はその含有量、２種以上の場合はそれらの合計含有量を指す。また、ＲＥＭは一般的には複数種のＲＥＭの合金であるミッシュメタルとしても供給されている。このため、個別の元素を１種または２種以上添加してＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させてもよいし、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させてもよい。 In the present invention, “REM” refers to a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid, and “REM content” refers to the content when REM is 1 type, and the content thereof when 2 or more types are included. Refers to the total content. REM is also supplied as misch metal, which is generally an alloy of a plurality of types of REM. For this reason, one or more individual elements may be added and contained so that the amount of REM is in the above range. For example, the amount of REM may be added in the form of misch metal. You may make it contain so that it may become this range.
上記したＣａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、ＲＥＭを含む場合は０．５０％以下であることが好ましく、また、ＲＥＭを含まない場合には０．００５０％以下であることが好ましい。 In the case where two or more selected from the above-mentioned Ca, Mg and REM are combined and contained, the total amount is preferably 0.50% or less when REM is included, and when REM is not included Is preferably 0.0050% or less.
本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、上述の各元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物としてのＰ、ＳおよびＯが、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下およびＯ：０．０２０％以下で、さらに、前記[1]式で表されるＦｎ１が０．５以上、前記[2]式で表されるＦｎ２が２以上である化学組成を有する。 The high Mn steel for high-pressure hydrogen gas of the present invention comprises the above-mentioned elements, the balance being Fe and impurities, and P, S and O as impurities are P: 0.050% or less, S: 0.00. 050% or less and O: 0.020% or less, and further has a chemical composition in which Fn1 represented by the formula [1] is 0.5 or more and Fn2 represented by the formula [2] is 2 or more. .
ここで「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 Here, “impurities” are components that are mixed due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when industrially producing steel materials, and are permitted within a range that does not adversely affect the present invention. Means something.
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、粒界に偏析し、靱性等の機械的特性に悪影響を及ぼす元素である。このため、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限する必要がある。Ｐ含有量はできるだけ少ないことが望ましい。
P: 0.050% or less P is an element that segregates at grain boundaries and adversely affects mechanical properties such as toughness. For this reason, P content needs to be limited to 0.050% or less. It is desirable that the P content is as low as possible.
Ｓ：０．０５０％以下
ＳもＰと同様に、鋼の靱性等の機械的特性に悪影響を及ぼす元素である。このため、Ｓ含有量は０．０５０％以下に制限する必要がある。Ｓ含有量はできるだけ少ないことが望ましい。
S: 0.050% or less S, like P, is an element that adversely affects mechanical properties such as toughness of steel. For this reason, S content needs to be limited to 0.050% or less. It is desirable that the S content is as low as possible.
Ｏ：０．０２０％以下
Ｏ（酸素）も、ＳおよびＰと同様に、鋼の靱性等の機械的特性に悪影響を及ぼす元素である。このため、Ｏ含有量は０．０２０％以下に制限する必要がある。Ｏ含有量はできるだけ少ないことが望ましい。
O: 0.020% or less O (oxygen), like S and P, is an element that adversely affects mechanical properties such as toughness of steel. For this reason, O content needs to be limited to 0.020% or less. It is desirable that the O content be as low as possible.
Ｆｎ１：０．５以上
本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、下記[1]式で表されるＦｎ１が０．５以上である。
Ｆｎ１＝Ｃ＋２Ｎ・・・[1]
但し、[1]式中のＣおよびＮは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。
Fn1: 0.5 or more Fn1 represented by the following formula [1] is 0.5 or more in the high Mn steel for high-pressure hydrogen gas of the present invention.
Fn1 = C + 2N ... [1]
However, C and N in the formula [1] mean the content (mass%) of each element in steel.
Ｆｎ１は、本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材における時効処理後の微細な炭窒化物形成による高強度化の指標であると同時に、オーステナイトの安定化および耐水素ガス脆化特性確保の指標でもある。Ｆｎ１が０．５以上の場合に、オーステナイトの安定化と時効処理後の高強度化が達成され易く、しかも良好な耐水素ガス脆化特性が確保され易い。Ｆｎ１の好ましい下限は０．６であり、より好ましい下限は０．８である。Ｆｎ１の好ましい上限は２．０であり、より好ましい上限は１．５である。 Fn1 is an index for increasing strength by forming fine carbonitride after aging treatment in the high Mn steel for high pressure hydrogen gas of the present invention, and at the same time, an index for stabilizing austenite and ensuring hydrogen gas embrittlement resistance But there is. When Fn1 is 0.5 or more, stabilization of austenite and increase in strength after aging treatment are easily achieved, and good hydrogen gas embrittlement resistance is easily secured. A preferred lower limit of Fn1 is 0.6, and a more preferred lower limit is 0.8. The upper limit with preferable Fn1 is 2.0, and a more preferable upper limit is 1.5.
Ｆｎ２：２以上
本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、下記[2]式で表されるＦｎ２が２以上である。
Ｆｎ２＝Ｃｒ＋２Ｖ・・・[2]
但し、[2]式中のＣｒおよびＶは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。
Fn2: 2 or more In the high Mn steel for high-pressure hydrogen gas of the present invention, Fn2 represented by the following formula [2] is 2 or more.
Fn2 = Cr + 2V ... [2]
However, Cr and V in the formula [2] mean the content (mass%) in steel of each element.
Ｆｎ２は、本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材における時効処理後の微細な炭窒化物形成による高強度化のもう１つの指標である。Ｆｎ２が２以上の場合に、時効処理後の高強度化が達成され易い。Ｆｎ２の好ましい下限は５であり、より好ましい下限は６である。Ｆｎ２の好ましい上限は２１であり、より好ましい上限は１４である。 Fn2 is another index for increasing the strength by forming fine carbonitride after aging treatment in the high Mn steel for high pressure hydrogen gas of the present invention. When Fn2 is 2 or more, high strength after the aging treatment is easily achieved. A preferred lower limit of Fn2 is 5, and a more preferred lower limit is 6. The preferable upper limit of Fn2 is 21, and the more preferable upper limit is 14.
例えば、後述の「４．製造方法」の項で述べる方法によって得られる上記の化学組成を有する高Ｍｎ鋼鋼材は、１０００ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、概ね高圧水素ガス環境での機械的特性に優れて良好な耐水素ガス脆化特性を備える。しかし、化学組成の規定だけでは、７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境での良好な耐水素ガス脆化特性を安定して確保できない場合もある。したがって、本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材においては、次に述べるマトリックスの金属組織も併せて規定する。 For example, a high-Mn steel material having the above-described chemical composition obtained by the method described in “4. Manufacturing method” described later has a tensile strength of 1000 MPa or more and generally has mechanical properties in a high-pressure hydrogen gas environment. Excellent hydrogen gas embrittlement characteristics. However, there may be a case where a good hydrogen gas embrittlement characteristic in a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more cannot be stably ensured only by defining the chemical composition. Therefore, in the high Mn steel for high-pressure hydrogen gas of the present invention, the metal structure of the matrix described below is also defined.
２．マトリックスの金属組織：
本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、マトリックスの金属組織が、体積率で、ｆｃｃ構造相：９０〜１００％、ｂｃｃ構造相：０〜１０％およびｈｃｐ構造相：０〜１０％からなり、マトリックス中にＣｒ系炭窒化物およびＶ系炭窒化物の少なくとも一方が析出して、下記[3]式で表されるＦｎ３が１．０以上である。
Ｆｎ３＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]・・・[3]
但し、[3]式中のＣｒ[p]およびＶ[p]は、それぞれ炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量（質量％）を意味する。
2. Matrix microstructure:
The high Mn steel material for high-pressure hydrogen gas of the present invention has a metal structure of a volume ratio of fcc structural phase: 90 to 100%, bcc structural phase: 0 to 10%, and hcp structural phase: 0 to 10%. Thus, at least one of Cr-based carbonitride and V-based carbonitride precipitates in the matrix, and Fn3 represented by the following formula [3] is 1.0 or more.
Fn3 = Cr [p] + 2V [p] ... [3]
However, Cr [p] and V [p] in the formula [3] mean the contents (mass%) of Cr and V precipitated in the steel as carbonitrides, respectively.
先の化学組成規定およびマトリックスの金属組織が上記規定を満たす本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、１０００ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、７０ＭＰａ以上という高圧水素ガス環境において、機械的特性に優れて良好な耐水素ガス脆化特性を安定して確保することができる。 The high-Mn steel material for high-pressure hydrogen gas of the present invention that satisfies the above-mentioned chemical composition regulations and the metal structure of the matrix has a tensile strength of 1000 MPa or more and mechanical properties in a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more. And excellent hydrogen gas embrittlement resistance can be stably ensured.
上記金属組織におけるｆｃｃ構造相の体積率は、９５％以上であることが好ましく、１００％であることが最も好ましい。上記金属組織におけるｂｃｃ構造相の体積率は、５％以下であることが好ましく、０％であれば最も好ましい。同様に、上記金属組織におけるｈｃｐ構造相の体積率は、５％以下であることが好ましく、０％であれば最も好ましい。 The volume fraction of the fcc structural phase in the metal structure is preferably 95% or more, and most preferably 100%. The volume fraction of the bcc structural phase in the metal structure is preferably 5% or less, and most preferably 0%. Similarly, the volume fraction of the hcp structure phase in the metal structure is preferably 5% or less, and most preferably 0%.
既に述べたように、本明細書における「ｂｃｃ構造」とは、ｂｃｃ構造とｂｃｔ構造をまとめたものを指す。 As described above, the “bcc structure” in this specification refers to a combination of the bcc structure and the bct structure.
本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材のマトリックスの金属組織における上記各構造相の体積率は、例えば、次の(1)〜(4)の順に処理して求めることができる。
(1)厚さが２ｍｍ、幅が１０ｍｍで長さが１０ｍｍの寸法の試験片を採取する。
(2)上記の試験片を、１２００番エメリー紙まで研磨する。
(3)上記の研磨した試験片を常温の過酸化水素とシュウ酸の混合溶液に浸漬して表面の加工層を除去する。
(4)加工層を除去した試験片にＸ線回折測定を実施する。
The volume ratio of each structural phase in the metal structure of the matrix of the high Mn steel for high pressure hydrogen gas of the present invention can be determined by, for example, processing in the following order (1) to (4).
(1) Collect a test piece having a thickness of 2 mm, a width of 10 mm, and a length of 10 mm.
(2) Polish the test piece up to 1200 emery paper.
(3) The polished test piece is immersed in a mixed solution of hydrogen peroxide and oxalic acid at room temperature to remove the processed layer on the surface.
(4) X-ray diffraction measurement is performed on the test piece from which the processed layer has been removed.
上記のＦｎ３は、本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材において、時効処理後にＣｒ系または／およびＶ系の微細な炭窒化物によって十分な析出強化能を得て、１０００ＭＰａ以上の引張強さを具備するための指標である。Ｆｎ３が１．０以上の場合に、時効処理後の１０００ＭＰａ以上という高強度化が達成され易い。Ｆｎ３の好ましい下限は２．０であり、より好ましい下限は４．０である。 In the high Mn steel material for high-pressure hydrogen gas of the present invention, the above Fn3 obtains a sufficient precipitation strengthening ability by Cr-based and / or V-based fine carbonitride after aging treatment, and has a tensile strength of 1000 MPa or more. It is an index for having. When Fn3 is 1.0 or more, a high strength of 1000 MPa or more after the aging treatment is easily achieved. A preferred lower limit of Fn3 is 2.0, and a more preferred lower limit is 4.0.
なお、Ｃｒ[p]およびＶ[p]、つまり、本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材のマトリックス中に炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量（質量％）は、例えば、次の<1>〜<4>の順に処理して求めることができる。
<1>直径が１０ｍｍで長さが５０ｍｍの寸法の炭窒化物抽出分析用丸棒試験片を採取する。
<2>上記試験片を陽極電解（定電流電解）してマトリックスを溶解させ、炭窒化物のみを電解抽出する。電解抽出用の電解液には１０％ＡＡ系電解液（１０体積％アセチルアセトン、１質量％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノール）を用いる。
<3>抽出された残渣を用いてＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分析を行い、残渣中のＣｒおよびＶの含有量を測定する。
<4>上記のＣｒおよびＶの含有量を、陽極電解によるマトリックス溶解前後での試験片の質量差（つまり、試験片の溶解量）で除して、マトリックス中に炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量を算出する。
In addition, Cr [p] and V [p], that is, the steel content (mass%) of Cr and V precipitated as carbonitrides in the matrix of the high Mn steel material for high-pressure hydrogen gas of the present invention is For example, it can be obtained by processing in the order of the following <1> to <4>.
<1> Take a round bar specimen for carbonitride extraction analysis having a diameter of 10 mm and a length of 50 mm.
<2> The test piece is subjected to anodic electrolysis (constant current electrolysis) to dissolve the matrix, and only the carbonitride is electrolytically extracted. As the electrolytic solution for electrolytic extraction, a 10% AA-based electrolytic solution (10% by volume acetylacetone, 1% by mass tetramethylammonium chloride, the remaining methanol) is used.
<3> ICP (High Frequency Inductively Coupled Plasma) emission analysis is performed using the extracted residue, and the contents of Cr and V in the residue are measured.
<4> The above Cr and V contents are divided by the difference in mass of the test piece before and after dissolution of the matrix by anodic electrolysis (that is, the dissolution amount of the test piece), and precipitated as carbonitride in the matrix. The content of Cr and V in steel is calculated.
３．引張強さ：
本発明に係る高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材ならびにその鋼材からなる、高圧水素ガス用の、配管、容器、バルブおよび継手の強度は、引張強さ（ＴＳ）が１０００ＭＰａ以上である。引張強さが１０００ＭＰａ以上であれば、例えば、燃料電池自動車の航続距離向上のための高い水素タンク圧力にも十分安定して耐えることができる。なお、本発明における「引張強さ」とは「大気中での引張強さ」を指す。
3. Tensile strength:
The tensile strength (TS) of the high-Mn steel for high-pressure hydrogen gas according to the present invention and the strength of pipes, containers, valves and joints for the high-pressure hydrogen gas made of the steel is 1000 MPa or more. If the tensile strength is 1000 MPa or more, for example, it can sufficiently withstand a high hydrogen tank pressure for improving the cruising distance of a fuel cell vehicle. In the present invention, “tensile strength” refers to “tensile strength in the atmosphere”.
４．製造方法：
本発明の高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材は、以下の方法によって比較的安定して製造することができる。
4). Production method:
The high Mn steel for high-pressure hydrogen gas of the present invention can be produced relatively stably by the following method.
上記で説明した化学組成を有する高Ｍｎ鋼を、溶製した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。鋳造されたインゴットまたは鋳片は、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造等の熱間加工によって、厚板、薄板、丸棒、継目無鋼管等所要の形状を有する鋼材に仕上げる。その後、該鋼材に、下記の固溶化熱処理および時効処理を順に含むように処理する。
固溶化熱処理：１０００〜１２００℃の温度で１０分以上保持した後冷却する、
時効処理：６００〜８００℃の温度で０．５時間以上保持する。
なお、上記の固溶化熱処理および時効処理における温度は、鋼材の表面における温度を指す。
After melting the high Mn steel having the chemical composition described above, it is made into an ingot or slab by casting. The cast ingot or slab is finished into a steel material having a required shape such as a thick plate, a thin plate, a round bar, or a seamless steel pipe by hot working such as hot rolling, hot extrusion, hot forging and the like. Thereafter, the steel material is treated so as to include the following solution heat treatment and aging treatment in order.
Solution heat treatment: Hold at a temperature of 1000 to 1200 ° C. for 10 minutes or more and then cool,
Aging treatment: Hold at a temperature of 600 to 800 ° C. for 0.5 hour or more.
In addition, the temperature in said solution heat treatment and aging treatment refers to the temperature in the surface of steel materials.
４．１．固溶化熱処理
固溶化熱処理は、析出物等を十分固溶させることができる温度、時間条件とするために、１０００〜１２００℃の温度で、１０分以上の保持とする。上記保持温度の好ましい下限は１０５０℃程度、好ましい上限は１１００℃程度である。また、保持時間の好ましい上限は６０分程度である。上記条件で保持した鋼材は、その後、油冷以上の冷却速度で冷却することが望ましい。
4.1. Solid solution heat treatment The solid solution heat treatment is performed at a temperature of 1000 to 1200 ° C. for 10 minutes or more in order to obtain a temperature and time conditions at which precipitates can be sufficiently dissolved. The preferable lower limit of the holding temperature is about 1050 ° C., and the preferable upper limit is about 1100 ° C. Moreover, the upper limit with preferable holding time is about 60 minutes. It is desirable that the steel material held under the above conditions is then cooled at a cooling rate equal to or higher than oil cooling.
４．２．時効処理
時効処理は、Ｃｒ系または／およびＶ系の微細な炭窒化物によって十分な析出強化能を得て、１０００ＭＰａ以上の引張強さを確保するために、６００〜８００℃の温度で０．５時間以上保持する。時効処理の温度が６００℃未満の場合および８００℃超えの場合には、時効処理後に十分な量の炭窒化物が析出せず、１０００ＭＰａ以上の引張強さを確保し難くなる。同様に、時効処理の時間が０．５時間未満の場合には、時効処理後に十分な量の炭窒化物が析出せず、１０００ＭＰａ以上の引張強さを確保し難くなる。なお、時効処理の時間については、時効処理の温度および鋼材のサイズにもよるが、生産性、コスト等の面から１０時間以下とすることが望ましい。
4.2. Aging treatment The aging treatment is performed at a temperature of 600 to 800 ° C. in order to obtain sufficient precipitation strengthening ability by Cr-based and / or V-based fine carbonitride and to secure a tensile strength of 1000 MPa or more. Hold for at least 5 hours. When the temperature of the aging treatment is less than 600 ° C. or more than 800 ° C., a sufficient amount of carbonitride is not precipitated after the aging treatment, and it becomes difficult to secure a tensile strength of 1000 MPa or more. Similarly, when the aging treatment time is less than 0.5 hours, a sufficient amount of carbonitride does not precipitate after the aging treatment, and it becomes difficult to secure a tensile strength of 1000 MPa or more. The aging treatment time is preferably 10 hours or less from the viewpoint of productivity, cost, etc., although it depends on the temperature of the aging treatment and the size of the steel material.
本発明に係る高圧水素ガス用の、配管、容器、バルブおよび継手も、上記高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材の場合と同様の方法によって、比較的安定して製造することができる。 Pipes, containers, valves, and joints for high-pressure hydrogen gas according to the present invention can also be produced relatively stably by the same method as that for the high-Mn steel for high-pressure hydrogen gas.
例えば、先に説明した化学組成を有する高Ｍｎ鋼を、溶製した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。鋳造されたインゴットまたは鋳片は、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造等の熱間加工、機械加工、各種の冷間加工等によって、配管、容器等所定形状の部材に仕上げる。その後、該部材に、下記の固溶化熱処理および時効処理を順に含むように処理する。
固溶化熱処理：１０００〜１２００℃の温度で１０分以上保持した後冷却する、
時効処理：６００〜８００℃の温度で０．５時間以上保持する。
なお、上記の固溶化熱処理および時効処理における温度は、部材の表面における温度を指す。
For example, a high Mn steel having the chemical composition described above is melted and then cast into an ingot or slab. The cast ingot or slab is finished into a member having a predetermined shape such as a pipe or a container by hot working such as hot rolling, hot extrusion, hot forging, machining, various cold workings, and the like. Thereafter, the member is treated so as to include the following solution heat treatment and aging treatment in order.
Solution heat treatment: Hold at a temperature of 1000 to 1200 ° C. for 10 minutes or more and then cool,
Aging treatment: Hold at a temperature of 600 to 800 ° C. for 0.5 hour or more.
In addition, the temperature in said solution heat treatment and aging treatment points out the temperature in the surface of a member.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention more concretely, this invention is not limited to these Examples.
表１に示す化学組成を有する高Ｍｎ鋼Ａ〜Ｚを５０ｋｇ真空溶解炉を用いて溶製し、インゴットに鋳造した。 High Mn steels A to Z having the chemical compositions shown in Table 1 were melted using a 50 kg vacuum melting furnace and cast into ingots.
表１における鋼Ａ〜Ｔは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｕ〜Ｚは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。 Steels A to T in Table 1 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention. On the other hand, steels U to Z are steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention.
上記の各インゴットを熱間鍛造して、厚さ４０〜６０ｍｍのブロックとし、このブロックをさらに熱間圧延して、厚さ１５ｍｍの板材に仕上げた。 Each of the ingots described above was hot forged to obtain a block having a thickness of 40 to 60 mm, and this block was further hot-rolled to finish a plate material having a thickness of 15 mm.
上記の各１５ｍｍの板材は、１１００℃で６０分保持した後水冷して固溶化熱処理を施した。 Each of the 15 mm plate members was held at 1100 ° C. for 60 minutes and then water-cooled and subjected to a solution heat treatment.
次いで、表２に示す条件で各鋼の上記固溶化熱処理した板材に時効処理を施した。 Next, an aging treatment was applied to the above-described solution heat-treated plate material of each steel under the conditions shown in Table 2.
各鋼について、上記時効処理した板材の厚さ方向中心部から、圧延方向（以下、「長手方向」という。）に平行部直径が６．０ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、常温の大気中で、降伏強さまではひずみ速度４．２×１０-4／ｓで、降伏強さ以降はひずみ速度４．２×１０-3／ｓで引張試験を行い、降伏強さ（０．２％耐力、以下、「ＹＳ」という。）および引張強さ（以下、「ＴＳ」という。）を測定した。 For each steel, a round bar tensile test piece having a parallel part diameter of 6.0 mm in the rolling direction (hereinafter referred to as the “longitudinal direction”) was collected from the thickness direction center of the aging-treated plate material, and the atmospheric air at room temperature was collected. Among them, the tensile strength test was conducted at a yield rate of 4.2 × 10 −4 / s for the yield strength and the strain rate of 4.2 × 10 −3 / s after the yield strength, and the yield strength (0.2% Yield strength, hereinafter referred to as “YS”) and tensile strength (hereinafter referred to as “TS”) were measured.
各鋼の時効処理した板材について、マトリックスの金属組織における各構造相の体積率を求めた。すなわち、各板材の厚さ方向中心部から、長手方向に厚さが２ｍｍ、幅が１０ｍｍで長さが１０ｍｍの寸法の試験片を採取し、１２００番エメリー紙まで研磨後、常温の過酸化水素とシュウ酸の混合溶液に浸漬して表面の加工層を除去した。次いで、上記の加工層を除去した試験片に非特許文献２に準拠した方法でＸ線回折測定（Ｃｕ対陰極、管電圧３０ｋＶ、管電流１００ｍＡ）を実施し、マトリックスの金属組織における各構造相の体積率を求めた。 The volume fraction of each structural phase in the metal structure of the matrix was determined for the aging plate material of each steel. That is, a specimen having a thickness of 2 mm in the longitudinal direction, a width of 10 mm and a length of 10 mm is collected from the center of each plate in the thickness direction, polished to 1200th emery paper, and then hydrogen peroxide at room temperature. The surface processed layer was removed by dipping in a mixed solution of oxalic acid and oxalic acid. Next, X-ray diffraction measurement (Cu anti-cathode, tube voltage 30 kV, tube current 100 mA) was performed on the test piece from which the processed layer had been removed by a method based on Non-Patent Document 2, and each structural phase in the metal structure of the matrix was measured. The volume ratio of was determined.
具体的には、ｆｃｃ構造相に関しては（１１１）、（２００）および（２２０）のピーク強度、ｂｃｃ構造相に関しては（１１０）、（２００）および（２１１）のピーク強度、ｈｃｐ構造相に関しては（１００）、（１０１）および（１０２）のピーク強度に基づいて各構造相の体積率を同定した。 Specifically, for the fcc structure phase, the peak intensity of (111), (200) and (220), for the bcc structure phase, the peak intensity of (110), (200) and (211), and for the hcp structure phase Based on the peak intensities of (100), (101) and (102), the volume fraction of each structural phase was identified.
また、時効処理した各板材の厚さ方向中心部から、長手方向に直径が１０ｍｍで長さが５０ｍｍの寸法の炭窒化物抽出分析用丸棒試験片を採取して、マトリックス中に炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量を調査した。 Further, a round bar test piece for carbonitride extraction analysis having a diameter of 10 mm and a length of 50 mm was collected from the center in the thickness direction of each plate subjected to aging treatment, and carbonitride was collected in the matrix. As a result, the steel contents of Cr and V were investigated.
具体的には、先ず、上記の試験片を陽極電解（定電流電解）してマトリックスを溶解させ、炭窒化物のみを電解抽出した。電解抽出用の電解液には１０％ＡＡ系電解液（１０体積％アセチルアセトン、１質量％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノール）を用いた。次いで、抽出された残渣を用いてＩＣＰ発光分析を行い、残渣中のＣｒおよびＶの含有量を測定した。最後に、上記のＣｒおよびＶの含有量を、陽極電解によるマトリックス溶解前後での試験片の質量差（つまり、試験片の溶解量）で除して、マトリックス中に炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量（Ｃｒ[p]およびＶ[p]）を求め、これらからＦｎ３の値を算出した。 Specifically, first, the test piece was subjected to anodic electrolysis (constant current electrolysis) to dissolve the matrix, and only carbonitride was electrolytically extracted. As the electrolytic solution for electrolytic extraction, a 10% AA-based electrolytic solution (10% by volume acetylacetone, 1% by mass tetramethylammonium chloride, the remaining methanol) was used. Next, ICP emission analysis was performed using the extracted residue, and the contents of Cr and V in the residue were measured. Finally, the above Cr and V contents are divided by the difference in mass of the test piece before and after dissolution of the matrix by anodic electrolysis (that is, the dissolution amount of the test piece), and precipitated as a carbonitride in the matrix. The contents of Cr and V in steel (Cr [p] and V [p]) were determined, and the value of Fn3 was calculated from these.
さらに、各鋼について、時効処理した板材の厚さ方向中心部から、長手方向に平行部直径が２．５ｍｍの丸棒引張試験片を採取した。 Furthermore, about each steel, the round bar tensile test piece whose parallel part diameter is 2.5 mm was extract | collected from the thickness direction center part of the aging-treated board | plate material.
上記の丸棒引張試験片を用いて、常温の大気中で、ひずみ速度３×１０-6／ｓで引張試験を行い、破断伸び（ＥＬ１）を測定した。また、上記の丸棒引張試験片を用いて、常温の８５ＭＰａの高圧水素ガス中で、上記と同じ３×１０-6／ｓのひずみ速度で引張試験を行い、破断伸び（ＥＬ２）を測定した。 Using the above round bar tensile test piece, a tensile test was performed in a normal temperature atmosphere at a strain rate of 3 × 10 −6 / s, and the elongation at break (EL1) was measured. In addition, using the above round bar tensile test piece, a tensile test was performed at a strain rate of 3 × 10 −6 / s in the high-pressure hydrogen gas at a normal temperature of 85 MPa, and the elongation at break (EL2) was measured. .
水素の影響は延性の低下に顕著に現れる。このため、大気中での破断伸び（ＥＬ１）と高圧水素ガス中での破断伸び（ＥＬ２）から、下記[4]式を用いて相対破断伸びを算出した。このようにして求めた相対破断伸びの値が５０％以上であれば、水素による脆化が抑制されて良好な耐水素ガス脆化特性を有し、さらに、７０％以上であれば、極めて良好な耐水素ガス脆化特性を有すると判断できる。
（ＥＬ２／ＥＬ１）×１００・・・[4]。
The effect of hydrogen is prominent in the reduction of ductility. For this reason, the relative elongation at break was calculated from the elongation at break (EL1) in the atmosphere and the elongation at break (EL2) in high-pressure hydrogen gas using the following equation [4]. If the relative elongation at break obtained in this way is 50% or more, the hydrogen embrittlement is suppressed and good hydrogen gas embrittlement resistance is obtained, and if it is 70% or more, extremely good. It can be judged that it has a good hydrogen gas embrittlement resistance.
(EL2 / EL1) × 100 (4).
表２に、上記の各調査結果をまとめて示す。 Table 2 summarizes the results of each of the above investigations.
表２における試験番号１〜２０は本発明例である。大気中でのＴＳが１０００ＭＰａを超える高強度の上記試験番号は、いずれも相対破断伸びが６０％を超えており、良好な耐水素ガス脆化特性を有していることが明らかである。なお、上記の本発明例では、いずれもマトリックスの金属組織は、体積率で、ｆｃｃ構造相が１００％であった。 Test numbers 1 to 20 in Table 2 are examples of the present invention. It is clear that all of the above test numbers with high strength at which the TS in the atmosphere exceeds 1000 MPa has a good elongation resistance against hydrogen gas because the relative elongation at break exceeds 60%. In all of the above examples of the present invention, the metal structure of the matrix was volume ratio and the fcc structure phase was 100%.
これに対して、試験番号２１〜２９は比較例である。 On the other hand, test numbers 21 to 29 are comparative examples.
試験番号２１は、用いた鋼ＵのＭｎ含有量が７．５１％と低く本発明で規定する化学組成条件から外れ、マトリックスの金属組織における体積率が、ｆｃｃ構造相が６５％およびｂｃｃ構造相が３５％で規定を満たさない。このため、試験番号２１は、ＴＳが８８５ＭＰａと１０００ＭＰａ未満であるにも拘わらず耐水素ガス脆化特性に劣っていた。 Test No. 21 has a Mn content of the steel U used as low as 7.51% and deviates from the chemical composition condition defined in the present invention. The volume ratio in the metal structure of the matrix is 65% for the fcc structural phase and the bcc structural phase. Does not meet the regulations at 35%. For this reason, Test No. 21 was inferior in hydrogen gas embrittlement resistance even though TS was less than 885 MPa and 1000 MPa.
試験番号２２は、相対破断伸びは８６％と大きく良好な耐水素ガス脆化特性を有している。しかし、この試験番号２２は、用いた鋼ＶのＦｎ１（＝Ｃ＋２Ｎ）が本発明で規定する化学組成条件から外れる０．４２と低く、本発明で規定する化学組成条件から外れている。このため、時効後に十分な量の炭窒化物が析出せず、Ｆｎ３（＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]）が０．８４と低く本発明で規定する条件から外れるので、ＴＳが１０００ＭＰａ未満であった。 Test No. 22 has a relatively high elongation at break of 86% and good hydrogen gas embrittlement resistance. However, this test number 22 is as low as 0.42 in which Fn1 (= C + 2N) of the used steel V deviates from the chemical composition condition defined in the present invention, and deviates from the chemical composition condition defined in the present invention. For this reason, a sufficient amount of carbonitride does not precipitate after aging, and Fn3 (= Cr [p] + 2V [p]) is as low as 0.84 and deviates from the conditions defined in the present invention. there were.
試験番号２３および試験番号２４は、相対破断伸びは８８％および８５％と大きく良好な耐水素ガス脆化特性を有している。しかし、それぞれで用いた鋼Ｗおよび鋼ＸのＦｎ２（＝Ｃｒ＋２Ｖ）が０．７４および０．５２と低く、いずれも本発明で規定する化学組成条件から外れている。このため、時効後に十分な量の炭窒化物が析出せず、Ｆｎ３（＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]）がそれぞれ、０．３９および０．２７と低く本発明で規定する条件から外れるので、いずれの試験番号もＴＳが１０００ＭＰａ未満であった。 Test No. 23 and Test No. 24 have a good hydrogen gas embrittlement resistance with a relative elongation at breakage of 88% and 85%. However, the Fn2 (= Cr + 2V) of the steel W and the steel X used in each is as low as 0.74 and 0.52, both of which are outside the chemical composition conditions defined in the present invention. For this reason, a sufficient amount of carbonitride does not precipitate after aging, and Fn3 (= Cr [p] + 2V [p]) is as low as 0.39 and 0.27, respectively, and deviates from the conditions defined in the present invention. In any of the test numbers, TS was less than 1000 MPa.
試験番号２５および試験番号２６は、相対破断伸びは９１％および８７％と大きく良好な耐水素ガス脆化特性を有している。しかし、それぞれで用いた鋼Ｙおよび鋼Ｚの双方ともがＣｒおよびＶを含まないためＦｎ２（＝Ｃｒ＋２Ｖ）がともに０で、いずれも本発明で規定する化学組成条件から外れている。このため、時効後にＣｒ系または／およびＶ系の炭窒化物が析出せず、Ｆｎ３（＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]）はいずれの試験番号も０で本発明で規定する条件から外れるので、ＴＳが１０００ＭＰａ未満であった。 Test No. 25 and Test No. 26 have a relatively high elongation at break of 91% and 87% and favorable hydrogen gas embrittlement resistance. However, since both steel Y and steel Z used in each case do not contain Cr and V, both Fn2 (= Cr + 2V) are 0, and both are out of the chemical composition conditions defined in the present invention. For this reason, Cr-based and / or V-based carbonitrides do not precipitate after aging, and Fn3 (= Cr [p] + 2V [p]) is 0 for any test number and deviates from the conditions defined in the present invention. TS was less than 1000 MPa.
試験番号２７〜２９は、相対破断伸びは８８〜９０％と大きく良好な耐水素ガス脆化特性を有している。上記各試験番号で用いた鋼Ａの化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、時効処理条件に関して、試験番号２７は７００℃での保持時間が０．２５時間と短く、試験番号２８は保持温度が５５０℃と低く、試験番号２９は保持温度が８５０℃と高く、いずれも本発明の製造方法で規定する条件から外れる。このため、時効後に十分な量の炭窒化物が析出せず、Ｆｎ３（＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]）が０．５３〜０．８７と低く本発明で規定する条件から外れるので、いずれの試験番号もＴＳが１０００ＭＰａ未満であった。 Test Nos. 27 to 29 have a good resistance to hydrogen gas embrittlement with a relatively high elongation at break of 88 to 90%. Although the chemical composition of Steel A used in each of the above test numbers is within the range specified in the present invention, with regard to the aging treatment conditions, Test No. 27 has a short holding time at 700 ° C. of 0.25 hours, Has a holding temperature as low as 550 ° C. and Test No. 29 has a holding temperature as high as 850 ° C., both of which fall outside the conditions defined by the production method of the present invention. Therefore, a sufficient amount of carbonitride does not precipitate after aging, and Fn3 (= Cr [p] + 2V [p]) is as low as 0.53 to 0.87, which is outside the conditions defined in the present invention. The test number of TS was less than 1000 MPa.
本発明によれば、Ｎｉ当量を管理したＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１６Ｌよりも安価で１０００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高圧水素ガス環境（中でも７０ＭＰａ以上の高圧水素ガス環境）下での機械的特性に優れて良好な耐水素ガス脆化特性を備える高Ｍｎ鋼鋼材を得ることができる。また、本発明の製造方法によって、上記高Ｍｎ鋼鋼材を得ることができる。さらに、上記の高Ｍｎ鋼鋼材からなる、配管、容器、バルブおよび継手は、上記高圧水素ガス環境での耐久性に優れる。 According to the present invention, it is cheaper than SUS316 and SUS316L in which Ni equivalent is controlled, has a tensile strength of 1000 MPa or more, and has mechanical characteristics under a high-pressure hydrogen gas environment (in particular, a high-pressure hydrogen gas environment of 70 MPa or more). A high Mn steel with excellent hydrogen gas embrittlement resistance can be obtained. Moreover, the said high Mn steel material can be obtained with the manufacturing method of this invention. Furthermore, pipes, containers, valves, and joints made of the above high Mn steel materials are excellent in durability in the high pressure hydrogen gas environment.
Claims (7)
マトリックスの金属組織が、体積率で、ｆｃｃ構造相：９０〜１００％、ｂｃｃ構造相：０〜１０％およびｈｃｐ構造相：０〜１０％からなり、マトリックス中にＣｒ系炭窒化物およびＶ系炭窒化物の少なくとも一方が析出して、下記[3]式で表されるＦｎ３が１．０以上であり、
引張強さが１０００ＭＰａ以上である、
高圧水素ガス用高Ｍｎ鋼鋼材。
Ｆｎ１＝Ｃ＋２Ｎ・・・[1]、
Ｆｎ２＝Ｃｒ＋２Ｖ・・・[2]
Ｆｎ３＝Ｃｒ[p]＋２Ｖ[p]・・・[3]
但し、[1]式中のＣおよびＮ、ならびに[2]式中のＣｒおよびＶは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。また、[3]式中のＣｒ[p]およびＶ[p]は、それぞれ炭窒化物として析出しているＣｒおよびＶの鋼中含有量（質量％）を意味する。 Chemical composition is mass%, C: 1.2% or less, N: 0.6% or less, Si: 0.05-1.0%, Mn: 10-60%, Cr: 0-20%, V : 0-5%, Ni: 0-5%, Cu: 0-5%, Co: 0-5%, Al: 0-1%, Mo: 0-3%, W: 0-6%, Nb: 0 to 1.0%, Ti: 0 to 1.0%, Zr: 0 to 1.0%, Hf: 0 to 1.0%, Ta: 0 to 1.0%, B: 0 to 0.020 %, Ca: 0 to 0.0050%, Mg: 0 to 0.0050%, REM: 0 to 0.50%, the balance is Fe and impurities, and P, S, and O as impurities are P: 0. .050% or less, S: 0.050% or less, and O: 0.020% or less, and Fn1 represented by the following formula [1] is 0.5 or more and Fn2 represented by the following formula [2] Is 2 or more,
The matrix metal structure is composed of a volume ratio of fcc structural phase: 90 to 100%, bcc structural phase: 0 to 10%, and hcp structural phase: 0 to 10%. Cr-based carbonitride and V-based in the matrix At least one of the carbonitrides is precipitated, Fn3 represented by the following formula [3] is 1.0 or more,
The tensile strength is 1000 MPa or more,
High Mn steel for high pressure hydrogen gas.
Fn1 = C + 2N [1],
Fn2 = Cr + 2V ... [2]
Fn3 = Cr [p] + 2V [p] ... [3]
However, C and N in the formula [1], and Cr and V in the formula [2] mean the content (mass%) of each element in steel. Further, Cr [p] and V [p] in the formula [3] mean the contents (mass%) of Cr and V precipitated in the steel as carbonitrides, respectively.
固溶化熱処理：１０００〜１２００℃の温度で１０分以上保持した後冷却する、
時効処理：６００〜８００℃の温度で０．５時間以上保持する。 The high-pressure hydrogen gas according to any one of claims 1 to 5, wherein the steel material having the chemical composition according to any one of claims 1 to 4 is treated so as to include the following solution heat treatment and aging treatment in order. Of manufacturing high-Mn steel for industrial use.
Solution heat treatment: Hold at a temperature of 1000 to 1200 ° C. for 10 minutes or more and then cool,
Aging treatment: Hold at a temperature of 600 to 800 ° C. for 0.5 hour or more.
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