JP7349776B2 - 高圧水素容器、及び、高圧水素用鋼材 - Google Patents

Description

本発明は、高圧水素容器、及び、高圧水素用鋼材に関し、さらに詳しくは、水素を燃料として走行する燃料電池自動車や、水素ガスを燃料電池自動車に供給する水素ステーションに利用可能な高圧水素容器、及び、高圧水素用鋼材に関する。

近年、水素を燃料として走行する燃料電池自動車の開発、及び、燃料電池自動車に水素を供給する水素ステーションの実用化が進められている。水素ステーションに設置される高圧水素容器には、高圧の水素ガスが貯蔵される。そのため、高圧水素容器に利用される鋼材には、高圧の水素ガスに耐え得る高強度を有し、かつ、水素脆化を起こしにくいことが要求される。従来の４５ＭＰａの高圧水素ガスの利用を想定した水素ステーションの高圧水素容器に用いられる鋼材には、マルテンサイト及びベイナイトのＢＣＣ（体心立方格子）構造を主体とするＳＣＭ４３５に相当する鋼材が使用されている。また、大型厚肉の高圧水素容器には、Ｃｒ及びＭｏに加えてさらに１．６～２．０質量％のＮｉを含有するＳＮＣＭ４３９に相当する鋼材が使用されている。

最近では、燃料電池自動車の航続距離をガソリン車と同等にすることを目的として、これまでの４５ＭＰａよりも高圧である７０ＭＰａの水素を充填可能な高圧水素容器を搭載した自動車（以下、「７０ＭＰａ級燃料電池自動車」という。）が要望されている。そして、７０ＭＰａ級燃料電池自動車に水素を供給する水素ステーションには、従前よりも高圧の水素を貯蔵可能な高圧水素容器が要求されている。

ところで、高圧水素容器の構造は、各規格（ＩＳＯ１１４３９、ＡＮＳＩ／ＮＧＶ、高圧ガス保安法、容器保安規則例示基準等）により、以下の４つのタイプに区分されている。
・タイプＩ ：金属容器
・タイプＩＩ ：金属・フープ巻き容器
・タイプＩＩＩ：金属・全周巻き容器
・タイプＩＶ ：非金属・全周巻き容器

７０ＭＰａ級燃料電池自動車に搭載される高圧水素容器、及び、７０ＭＰａ級燃料電池自動車に対応するために水素ステーションに設置される高圧水素容器には、高強度及び耐水素脆性の観点から、タイプＩＩＩの複合容器であって内面の金属を炭素繊維で強化したもの、又は、タイプＩＶの複合容器であって内面の非金属（プラスチック）を炭素繊維で強化したもの、が使用されている。そして、タイプＩＩＩの複合容器の内面金属には、オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３１６系）、又は、アルミニウム合金が使用されている。

しかしながら、タイプＩＩＩ及びタイプＩＶの複合容器は非常に高価である。そのため、７０ＭＰａ以上の高圧水素ガス環境に使用される高圧水素用容器としては、タイプＩＩＩやタイプＩＶの複合容器よりも安価なタイプＩの金属容器が望まれている。

そこで、高い強度を有し、かつ、優れた耐水素脆性を有し、７０ＭＰａの高圧水素ガス環境に利用可能な高圧水素容器及び鋼材が、特許文献１（特開２０１８－０１２８５６号公報）、特許文献２（特開２０１８－０１２８５５号公報）、特許文献３（特開２０１６－１７２９０９号公報）、及び、特許文献４（特開２００９－０７４１２２号公報）に提案されている。

特許文献１に開示された高圧水素用低合金鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．３５～３．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｂ：０．０００３～０．０１％、Ｔｉ：０～０．５％、Ｚｒ：０～１．０％、Ｈｆ：０～２．０％、Ｏ：０．００５％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｃｒ：０～５．０％、Ｍｏ：０～１．５％、Ｖ：０～１．０％、Ｗ：０～３．０％、Ｎｂ：０～０．１％、Ｔａ：０～０．２％、Ｎｉ：０～５．０％、Ｃｕ：０～３．０％、Ｃｏ：０～３．０％、Ｃａ：０～０．０１％、Ｍｇ：０～０．０１％、ＲＥＭ：０～０．５０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、下記で表されるＦｎ１が０．００８～０．０５、および、下記で表されるＦｎ２が、０．０００３以上である、化学組成を有し、粒径１０μｍ以上の炭窒化物系介在物の個数が断面観察で１０個／１００ｍｍ^２以下であり、耐久比が０．４５以上である。ここで、Ｆｎ１＝Ｔｉ＋０．５Ｚｒ＋０．２５Ｈｆであり、Ｆｎ２＝Ｂ－（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／９１）Ｚｒ＋（１１／１７８）Ｈｆである。特許文献１では、粒径１０μｍ以上の粗大な炭窒化物系介在物の個数を抑えることで、耐久比を高めることができる、と記載されている。

特許文献２に開示された高圧水素用低合金鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．３５～３．０％、Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｏ：０．００５％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｃｒ：０～５．０％、Ｍｏ：０～１．５％、Ｖ：０～１．０％、Ｗ：０～３．０％、Ｎｂ：０～０．１％、Ｔｉ：０～０．１％、Ｚｒ：０～０．２％、Ｈｆ：０～０．２％、Ｔａ：０～０．２％、Ｎｉ：０～５．０％、Ｃｕ：０～３．０％、Ｃｏ：０～３．０％、Ｂ：０～０．０１％、Ｃａ：０～０．０１％、Ｍｇ：０～０．０１％、ＲＥＭ：０～０．５０％、残部：Ｆｅおよび不純物である、化学組成を有し、粒径２０μｍ以上の硫化物系介在物および酸化物系介在物の合計個数が断面観察で１０個／１００ｍｍ^２以下である。特許文献２では、粒径２０μｍ以上の粗大な硫化物系介在物及び酸化物系介在物の個数を抑えることにより、疲労破壊を抑制し、耐久比を高めることができる、と記載されている。

特許文献３に開示された高圧水素容器は、質量％で、Ｃ：０．２７～０．３８％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．３５～２．５０％、Ｂ：０．０００３～０．００３％、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｃｒ：０～２．１５％、Ｍｏ：０～０．３０％、Ｔｉ：０～０．０２％、Ｚｒ：０～０．０４％、Ｈｆ：０～０．０５％、Ｖ：０～０．０３％、Ｗ：０～０．４％、Ｎｂ：０～０．０５％、Ｔａ：０～０．０５％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｃａ：０～０．０１％、Ｍｇ：０～０．０１％、ＲＥＭ：０～０．２０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、不純物としてのＰ、Ｓ、ＯおよびＮが、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下であり、かつ、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏで表されるＦｎ１が、１．５０≦Ｆｎ１≦２．５０を満足する化学組成を有し、旧オーステナイト結晶粒がＡＳＴＭ粒度番号９．０以上であり、厚さが３０ｍｍ以上の部位における内外面の硬度差が、ロックウェルＣ硬さで５．０以下であり、かつ引張強さが８５０ＭＰａ以上である。特許文献２では、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏ量を調整することにより、高圧水素容器の厚さ方向の焼入れを均一にして、耐水素ガス脆化特性を高める、と記載されている。

特許文献４に開示された高圧水素ガス環境用低合金鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．０５～３．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｍｏ：０．５～３．０％、Ｖ：０．０５～０．３０％、Ｏ（酸素）：０．０１％以下およびＮ：０．０３％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物であり、かつ引張強さが９００ＭＰａ以上である。特許文献４では、Ｖを含有し、かつ、Ｍｏ含有量を高めることにより、耐水素環境脆化特性を高めることができる、と記載されている。

特開２０１８－０１２８５６号公報 特開２０１８－０１２８５５号公報 特開２０１６－１７２９０９号公報 特開２００９－０７４１２２号公報

上述の特許文献１～４に提案された鋼材は、いずれも、７０ＭＰａの高圧水素ガス環境において、高い強度と優れた耐水素脆性を有する。しかしながら、最近では、７０ＭＰａよりもさらに高い９０ＭＰａの高圧水素ガス環境に使用可能な高圧水素容器が要望されている。このような高圧水素ガス環境に利用される高圧水素容器には、高い強度だけでなく、高圧水素ガス環境において疲労き裂が発生しても、その疲労き裂の進展を抑制できる耐疲労き裂進展特性も求められる。

本開示の目的は、高い強度を有し、かつ、高圧水素ガス環境において優れた耐疲労き裂進展特性を有する高圧水素容器、及び、高圧水素用鋼材を提供することである。

本開示による高圧水素容器は、筒状の胴部と、一対の蓋部とを備える。蓋部は、胴部の両端部に配置され、胴部とつながっており、胴部を密閉可能である。
胴部及び／又は蓋部は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％未満、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．１５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．００７０％未満、Ｏ：０．００５０％未満、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、引張強度が９００～１１００ＭＰａであり、降伏比が８５％以上である。

本開示による高圧水素用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％未満、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．１５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．００７０％未満、Ｏ：０．００５０％未満、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、引張強度が９００～１１００ＭＰａであり、降伏比が８５％以上であり、９０ＭＰａの高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性に優れる。

本開示による高圧水素容器は、高強度を有し、高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性に優れる。本開示による高圧水素用鋼材は、高強度を有し、高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性に優れる。

図１は、鋼材中の固溶Ｃ量と高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性との関係を示す図である。 図２は、本実施形態による高圧水素容器の中心軸を含む面での断面図（縦断面図）である。 図３は、図２と異なる形状の高圧水素容器の縦断面図である。 図４は、図２及び図３と異なる形状の高圧水素容器の縦断面図である。 図５Ａは、耐疲労き裂進展測定を評価するための疲労試験に用いられるＣＴ試験片の側面図及び正面図である。 図５Ｂは、図５Ａと異なる寸法の、耐疲労き裂進展測定を評価するための疲労試験に用いられるＣＴ試験片の側面図及び正面図である。

本発明者らは、高強度を有し、かつ、９０ＭＰａの高圧水素ガス環境でも優れた耐疲労き裂進展特性を有する高圧水素容器、及び、高圧水素容器に利用可能な高圧水素用鋼材について検討を行った。その結果、次の知見を得た。

鋼材中の転位密度を高めれば、鋼材の引張強度は高まる。一方、転位は水素を吸蔵する可能性がある。そのため、鋼材の転位密度が増加すれば、鋼材が吸蔵する水素量も増加する可能性がある。転位密度を高めた結果、鋼材中の水素濃度が高まれば、高強度は得られても、高圧水素ガス環境での鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、高強度と、高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性とを両立させるためには、転位密度を利用した高強度化は、一見すると好ましくないように思える。

しかしながら、本発明者らは、鋼材中の固溶Ｃ量を調整することにより、転位密度を利用して引張強度を９００～１１００ＭＰａまで高めつつ、高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性も高めることができることを見出した。この理由については定かではないが、次の理由が考えられる。

転位には、可動転位と不動転位とが存在する。鋼材中の固溶Ｃは、可動転位を固定して不動転位にすると考えられる。可動転位が固溶Ｃによって不動化されれば、転位の消滅を抑制し、転位密度の低下を抑制することができる。この場合、鋼材の引張強度を維持することができる。

さらに、固溶Ｃにより形成された不動転位は、可動転位よりも鋼材中に吸蔵される水素量を低減すると考えられる。したがって、固溶Ｃにより形成された不動転位密度を高めることにより、鋼材中に吸蔵される水素量が低減されると考えられる。その結果、鋼材の高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性を高めることができる。この機構により、引張強度を９００～１１００ＭＰａとしても、高圧水素ガス環境において優れた耐疲労き裂進展特性が得られると考えられる。

以上のとおり、本発明者らは、高圧水素用鋼材中の固溶Ｃ量を適切に調整すれば、引張強度を９００～１１００ＭＰａとしつつ、９０ＭＰａの高圧水素ガス環境でも優れた耐疲労き裂進展特性が得られると考えた。そこで、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％未満、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．１５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．００７０％未満、Ｏ：０．００５０％未満、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材を用いて、固溶Ｃ量と、高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性とについて、調査した。

［固溶Ｃ量と高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性との関係］
図１は、後述の実施例の各試験番号の固溶Ｃ量と高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性との関係を示す図である。

本明細書では、高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性を、ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠したＣＴ（Ｃｏｍｐａｃｔ Ｔｅｎｓｉｏｎ）試験片を用いて９０ＭＰａの水素ガス中において疲労試験を実施して得られた疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ１（ｍ／ｃｙｃｌｅ）の、ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠したＣＴ試験片を用いて常温（２５℃）大気中において疲労試験を実施して得られた疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ２（ｍ／ｃｙｃｌｅ）に対する比（以下、疲労き裂進展速度比という）で評価した。つまり、疲労き裂進展速度比は、次の式（Ａ）で定義される。
疲労き裂進展速度比＝（ｄａ／ｄＮ１）／（ｄａ／ｄＮ２） （Ａ）

疲労き裂進展速度比が小さい場合、９０ＭＰａの水素ガス中での疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ１が、常温大気中での疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ２とそれほど大きく変わらないことを意味する。つまり、高圧水素ガス環境において、耐疲労き裂進展特性に優れることを意味する。一方、疲労き裂進展速度比が大きい場合、９０ＭＰａの水素ガス中での疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ１が、常温大気中での疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ２よりも大きく、高圧水素ガス環境において、疲労き裂が進展しやすく、耐疲労き裂進展特性が低いことを意味する。

後述する実施例のうち、本実施形態の化学組成の範囲を満たす鋼材から得られた固溶Ｃ量（質量％）及び疲労き裂進展速度比を用いて、図１を作成した。

図１でプロットされた鋼材の引張強度ＴＳはいずれも、９００～１１００ＭＰａであった。図１において、疲労き裂進展速度比が１００．０以下である場合、高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性に優れると判断した。

図１を参照して、上記化学組成を満たす鋼材において、固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満の場合、疲労き裂進展速度比が１００．０を超え、高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性が極めて低かった。しかしながら、固溶Ｃ量が０．０１０質量％以上の場合、疲労き裂進展速度比が１００．０以下となり、高圧水素用鋼材は高圧水素ガス環境において、極めて優れた耐疲労き裂進展特性を示した。そして、固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えれば、疲労き裂進展速度比が再び急上昇して、１００．０を超えることが明らかとなった。

固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えた場合に高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性が低くなる理由については明らかになっていない。しかしながら、本実施形態の化学組成、及び、引張強度ＴＳが９００～１１００ＭＰａの範囲では、固溶Ｃ量が０．０１０～０．０５０質量％であれば、高圧水素ガス環境において、極めて優れた耐疲労き裂進展特性が得られることが判明した。

以上のとおり、上述の化学組成を有する高圧水素用鋼材において、引張強度を９００～１１００ＭＰａとし、さらに、固溶Ｃ量を０．０１０～０．０５０質量％とすることにより、疲労き裂進展速度比が１００．０以下となり、高圧水素ガス環境において、極めて優れた耐疲労き裂進展特性を示す。

なお、固溶Ｃ量を適正に制御して、可動転位を抑制するために、鋼材のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体の組織とする。焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体とは、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であることを意味する。鋼材のミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト主体であれば、本実施形態による高圧水素用鋼材において、引張強度ＴＳは９００～１１００ＭＰａになり、降伏比ＹＲ（引張強度ＴＳに対する降伏強度ＹＳの比、すなわち、降伏比ＹＲ（％）＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）は８５％以上となる。したがって、高圧水素容器の胴部及び／又は蓋部に本実施形態の高圧水素用鋼材を適用すれば、高圧水素容器が高い強度を有し、かつ、高圧水素ガス環境において優れた耐疲労き裂進展特性を有する。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による高圧水素容器は、筒状の胴部と、一対の蓋部とを備える。蓋部は、胴部の両端部に配置され、胴部とつながっており、胴部を密閉可能である。
胴部及び／又は蓋部は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％未満、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．１５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．００７０％未満、Ｏ：０．００５０％未満、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、引張強度が９００～１１００ＭＰａであり、降伏比が８５％以上である。

上記化学組成は、Ｖ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．００２～０．１００％、及び、Ｗ：０．０２～１．００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、及び、希土類元素：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｃｏ：０．０２～１．００％を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｎｉ：０．０２～０．５０％、及び、Ｃｕ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

本実施形態による高圧水素用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％未満、Ｃｒ：０．３０～１．５０％、Ｍｏ：０．１５～１．５０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．００７０％未満、Ｏ：０．００５０％未満、Ｖ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～０．５０％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、引張強度が９００～１１００ＭＰａであり、降伏比が８５％以上であり、９０ＭＰａの高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性に優れる。

上述の「９０ＭＰａの高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性に優れる」とは、ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠したＣＴ試験片を用いて９０ＭＰａの水素ガス中において疲労試験を実施して得られた疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ１（ｍ／ｃｙｃｌｅ）の、ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠したＣＴ試験片を用いて常温（２５℃）大気中において疲労試験を実施して得られた疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ２（ｍ／ｃｙｃｌｅ）に対する比が、１００．０以下であることを意味する。つまり、式（Ａ）で定義される疲労き裂進展速度比が１００．０以下であることを意味する。
疲労き裂進展速度比＝（ｄａ／ｄＮ１）／（ｄａ／ｄＮ２） （Ａ）

本実施形態による高圧水素用鋼材は、上述の高圧水素容器に適用可能である。本実施形態による高圧水素用鋼材はさらに、燃料電池自動車や水素ステーション等に適用される、高圧水素用の配管や、高圧水素用のバルブ、高圧水素用の継手等にも適用できる。つまり、高圧水素用鋼材は、高圧水素用構造物に広く適用可能である。

なお、本実施形態の高圧水素容器、及び、高圧水素用鋼材は、上述のとおり、９０ＭＰａの高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性に優れるため、９０ＭＰａ以下の高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性も当然に優れる。具体的には、４５ＭＰａ以上の高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性にも優れ、さらに、７０ＭＰａ以上の高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性にも優れる。

上記固溶Ｃ量は、鋼材中の炭化物中のＣ量（質量％）の、鋼材の化学組成のＣ含有量からの差分を意味する。鋼材中の炭化物中のＣ量は、鋼材に対して抽出残渣分析を実施して残渣として得られた炭化物（セメンタイト及びＭＣ型炭化物）中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ａ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ａ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ａ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ａ、Ｖ濃度＜Ｖ＞ａ、Ｎｂ濃度＜Ｎｂ＞ａと、抽出レプリカ法により得られたレプリカ膜を透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：以下、「ＴＥＭ」ともいう。）観察することにより特定されたセメンタイトに対してエネルギー分散型Ｘ線分析法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：以下、「ＥＤＳ」ともいう。）による点分析を実施して得られたセメンタイト中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ｂ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ｂ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ｂ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ｂとを用いて、式（１）～式（５）により求める。
＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ） （１）
＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ－＜Ｍｏ＞ｃ （２）
＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２ （３）
＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２ （４）
（固溶Ｃ量）＝＜Ｃ＞－（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ） （５）

なお、本明細書において、セメンタイトとは、Ｆｅ含有量が５０質量％以上の炭化物を意味する。

以下、本実施形態による高圧水素容器及び高圧水素用鋼材について詳述する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。

［高圧水素容器の構成］
図２は、本実施形態による高圧水素容器の中心軸を含む断面図である。図２を参照して、高圧水素容器１は、胴部２と、一対の蓋部３Ａ、３Ｂとを備える。

胴部２は、筒状の部材である。胴部２には高圧の水素ガスが貯蔵される。胴部は、好ましくは、円筒形状であり、胴部の軸方向に垂直な断面（以下、横断形状という）は円環状である。胴部の内面の横断形状は円形状であるのが好ましい。胴部２の表面（内面）は鏡面加工されてもよい。この場合、水素脆化によるき裂がさらに進展しにくくなる。

一対の蓋部３Ａ及び３Ｂは、胴部２の両端部に配置され、胴部２の両端部とつながっており、胴部２を密閉する。具体的には、図２を参照して、胴部２は、端部２Ａと、端部２Ｂとを含む。端部２Ａは、胴部２を軸方向に３等分した場合の、図２での胴部２の左端を含む区域（長手方向に１／３の区域）である。端部２Ｂは、胴部２を軸方向に３等分した場合の、端部２Ａと反対側であって、図２での胴部２の右端を含む区域（長手方向に１／３の区域）である。

蓋部３Ａは、胴部２の端部２Ａに配置され、端部２Ａとつながっている。蓋部３Ａは、溶接により端部２Ａにつながっていてもよい。また、ボルト等の締結部材を用いて、端部２Ａに固定されてもよい。蓋部３Ａの端部２Ａに対する固定方法は、特に限定されず、高圧水素容器１における周知の固定方法でよい。

蓋部３Ｂは、胴部２の端部２Ｂに配置され、端部２Ｂとつながっている。蓋部３Ｂは、溶接により端部２Ｂにつながっていてもよい。また、締結部材を用いて、端部２Ｂに固定されてもよい。蓋部３Ｂの端部２Ｂに対する固定方法は、特に限定されず、高圧水素容器１における周知の固定方法でよい。

図２では、蓋部３Ａは、端部２Ａの端（胴部２の左端）に固定され、蓋部３Ｂは、端部２Ｂの端（胴部２の右端）に固定されている。しかしながら、蓋部３Ａ及び３Ｂの端部２Ａ及び２Ｂでの固定位置は、図２に限定されない。たとえば、図３に示すとおり、蓋部３Ａが、端部２Ａの端よりも胴部２の中央寄りの位置で固定されてもよい。この場合、蓋部３Ａは、端部２Ａの内面とつながり、端部２Ａの内面で固定される。同様に、蓋部３Ｂが、端部２Ｂの端よりも胴部２の中央寄りの位置で固定されてもよい。この場合、蓋部３Ｂは、端部２Ｂの内面とつながり、端部２Ｂの内面で固定される。

また、図２及び図３では、蓋部３Ａ及び３Ｂは円柱状又は円板状であるが、蓋部３Ａ及び３Ｂの形状は特に限定されない。たとえば、図４に示すとおり、蓋部３Ａ及び３Ｂが湾曲した形状（鏡形状）を有していてもよい。

なお、高圧水素容器１は、蓋部３Ａ又は３Ｂに、図示しない口金を備えてもよい。また、高圧水素容器１はさらに、図示しないフープを備えてもよい。フープを備える場合、フープは、胴部２及び蓋部３Ａ、３Ｂの一部又は全周に巻きつけられている。巻き付け方法はフープ巻きであってもよいし、ヘリカル巻きであってもよい。フープはたとえば、炭素繊維である。

高圧水素容器１の胴部２の肉厚は特に限定されない。胴部２の好ましい肉厚は２０ｍｍ以上であり、さらに好ましくは２５ｍｍ以上である。胴部２の好ましい肉厚の上限は特に限定されないが、たとえば５５ｍｍである。蓋部３Ａ及び３Ｂの好ましい厚さは２０ｍｍ以上であり、さらに好ましくは５０ｍｍ以上である。蓋部３Ａ及び３Ｂの好ましい厚さの上限は特に限定されないが、たとえば２００ｍｍである。

高圧水素容器１に高圧の水素ガスを貯蔵する場合、胴部２では、高圧水素ガスにより、内部から外部に向かって径方向の力を受ける。したがって、胴部２は高い引張強度だけでなく、優れた耐疲労き裂進展特性を有する方が好ましい。また、蓋部３Ａ及び３Ｂにおいても、内部の高圧水素ガスから圧力を受ける。したがって、蓋部３Ａ及び３Ｂは高い引張強度だけでなく、優れた耐疲労き裂進展特性を有する方が好ましい。そこで、本実施形態の高圧水素容器１において、胴部２及び／又は蓋部３Ａ、３Ｂを構成する鋼材として、以下に説明する高圧水素用鋼材が用いられる。

［化学組成］
本実施形態による高圧水素用鋼材は、上述のとおり、高圧水素容器の胴部及び／又は蓋部に適用可能である。本実施形態の高圧水素用鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

Ｃ：０．２０～０．５０％
炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃはさらに、製造工程中の焼戻し時において、炭化物の球状化を促進し、鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。炭化物が分散されればさらに、鋼材の強度が高まる。Ｃ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下し、焼割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２０～０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２３％であり、より好ましくは０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。

Ｓｉ：０．０５～０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、より好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。

Ｍｎ：０．０５～１．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。この場合、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましくは０．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、より好ましくは０．８０％である。

Ｐ：０．０２５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して鋼材の耐疲労き裂進展特性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、より好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。

Ｓ：０．０２００％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、粒界に偏析して鋼材の耐疲労き裂進展特性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、より好ましくは０．００３０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。

Ａｌ：０．００５～０．０５０％未満
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られず、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０５０％未満である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、より好ましくは０．０３５％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。

Ｃｒ：０．３０～１．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、高温焼戻しを可能にする。その結果、鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性及び耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．３０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．３５％であり、より好ましくは０．４０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．３０％である。

Ｍｏ：０．１５～１．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｍｏはさらに、微細な炭化物を生成し、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。その結果、Ｍｏは、高温焼戻しにより鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１５～１．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、より好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．１５％である。

Ｔｉ：０．００２～０．０５０％
チタン（Ｔｉ）は窒化物を形成し、ピンニング効果により、結晶粒を微細化する。その結果、鋼材の強度が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ窒化物が粗大化して鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２～０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００５％、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、より好ましくは０．０３０％である。

Ｂ：０．０００１～０．００５０％
ボロン（Ｂ）は鋼に固溶して鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が生成して、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは０．０００７％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、より好ましくは０．００２０％である。

Ｎ：０．００７０％未満
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量は０％超である。ＮはＴｉと結合して窒化物を形成し、ピンニング効果により、鋼材の結晶粒を微細化する。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、Ｎは粗大な窒化物を形成して、鋼材の耐疲労き裂進展特性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００７０％未満である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６５％であり、より好ましくは０．００６０％である。上記効果をより有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。

Ｏ：０．００５０％未満
酸素（Ｏ）は不純物である。すなわち、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは粗大な酸化物を形成し、鋼材の耐疲労き裂進展特性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％未満である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００３０％、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。

本実施形態による高圧水素用鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、高圧水素用鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による高圧水素用鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［任意元素について］
上述の高圧水素用鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｎｂ及びＷからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、高圧水素用鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。

Ｖ：０～０．３０％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。Ｖが含有される場合、ＶはＣ又はＮと結合して炭化物、窒化物、又は、炭窒化物（以下、「炭窒化物等」という）を形成する。炭窒化物等は、ピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。Ｖはさらに、焼戻し時に微細な炭化物を形成する。微細な炭化物は鋼材の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼材の強度を高める。Ｖはさらに、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状のＭ_２Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。Ｖが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、より好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。

Ｎｂ：０～０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。Ｎｂが含有される場合、Ｎｂは炭窒化物等を形成する。炭窒化物等はピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。Ｎｂはさらに、球状のＭＣ型炭化物となるため、針状のＭ_２Ｃ型炭化物の生成を抑制して、鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物等が過剰に生成して、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００７％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、より好ましくは０．０５０％、さらに好ましくは０．０３０％である。

Ｗ：０～１．００％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｗ含有量は０％であってもよい。Ｗが含有される場合、Ｗは炭窒化物等の生成を促進し、炭窒化物等のピンニング効果により鋼材のサブ組織を微細化し、鋼材の耐水素脆性を高め、鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、鋼材中に過剰な炭窒化物が生成して、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～１．００％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．６０％であり、より好ましくは０．５０％である。

上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。

Ｃａ：０～０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、Ｃａは、鋼材中の硫化物を微細化し、鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００２５％である。

Ｍｇ：０～０．０１００％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。Ｍｇが含有される場合、Ｍｇは、鋼材中のＳを硫化物として無害化し、鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００２５％である。

Ｚｒ：０～０．０１００％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。Ｚｒが含有される場合、Ｚｒは鋼材中の硫化物を微細化し、鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。

希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭが含有される場合、ＲＥＭは鋼材中の硫化物を微細化し、鋼材の耐疲労き裂進展特性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼材中のＰと結合して、結晶粒界におけるＰの偏析を抑制する。そのため、Ｐの偏析に起因した鋼材の耐疲労き裂進展特性の低下が抑制される。ＲＥＭが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００６％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、より好ましくは０．００２５％である。

本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）及び、アクチノイドである原子番号８９番のアクチニウム（Ａｃ）～１０３番のローレンシウム（Ｌｒ）からなる群から選択される１種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量である。

上記のＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭからなる群から選択される２種以上を複合して含有する場合の含有量の合計は、０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがさらに好ましい。

上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏを含有してもよい。

Ｃｏ：０～１．００％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。Ｃｏが含有される場合、Ｃｏは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、製造コストが大きく嵩む。したがって、Ｃｏ含有量は０～１．００％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．６０％であり、より好ましくは０．５０％である。

上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ及びＣｕからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の焼入れ性を高める。

Ｎｉ：０～０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。Ｎｉが含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部的な腐食を促進させ、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、より好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０９％である。

Ｃｕ：０～０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましくは０．２５％である。

［固溶Ｃ量］
本実施形態による高圧水素用鋼材は、固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有する。固溶Ｃ量が０．０１０質量％未満であれば、鋼材中の転位の固定が十分でなく、優れた耐疲労き裂進展特性が得られない。一方、固溶Ｃ量が０．０５０質量％を超えれば、かえって鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。したがって、固溶Ｃ量は０．０１０～０．０５０質量％である。固溶Ｃ量の好ましい下限は０．０１５質量％であり、より好ましくは０．０２０質量％である。

この範囲の固溶Ｃ量は、たとえば、焼戻し工程の保持時間を制御すること、及び、焼戻し工程の冷却速度を制御することで得られる。この理由は次のとおりである。

焼戻し工程において、焼戻しの保持時間が短い場合、焼戻しが不十分である。この場合、鋼材中の炭化物の析出が不足して、固溶Ｃ量が高くなりすぎる。その結果、鋼材の耐疲労き裂進展特性が低下する。一方、焼戻しの保持時間が長すぎる場合、これらの効果は飽和する。したがって、本実施形態においては、焼戻しの保持時間を１０～１８０分とする。

焼戻し工程の焼戻し後の冷却において、冷却速度が遅い場合、固溶したＣが温度低下中に再析出する。従来の鋼材の製造方法では、焼戻し後の冷却は放冷で行っていたため、冷却速度が遅かった。そのため、固溶Ｃ量はほぼ０質量％であった。そこで、本実施形態においては、焼戻し後の冷却速度を高めて、０．０１０～０．０５０質量％の固溶Ｃ量を得る。

冷却方法としてたとえば、焼戻し温度から鋼材を連続的に強制冷却し、鋼材の表面温度を連続的に低下する。このような連続冷却処理としてはたとえば、水槽に鋼材を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷、ミスト冷却あるいは強制風冷により鋼材を加速冷却する方法がある。

焼戻し後の冷却速度は、焼戻しされた鋼材の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば両表面を強制冷却する場合は、鋼材厚さの中央部）において測定する。具体的に、鋼材が鋼板である場合、鋼板の板厚中央部に装入したシース型の熱電対で測定した温度から、焼戻し後の冷却速度を決定できる。鋼材が鋼管である場合、鋼管の肉厚中央部に装入したシース型の熱電対で測定した温度から、焼戻し後の冷却速度を決定できる。また、鋼材の片側表面のみを強制冷却する場合、非接触型の赤外線型温度計で測定した、鋼材の非強制冷却側の表面温度から、焼戻し後の冷却速度を決定できる。

５００℃から２００℃の間は、Ｃの拡散が比較的早い温度域である。一方、焼戻し後の冷却速度が速すぎると、焼戻しの均熱保持後に固溶していたＣがほとんど析出しない。その結果、固溶Ｃ量が過剰となる場合がある。したがって、本実施形態においては、５００℃から２００℃の間の平均冷却速度を５～１００℃／秒とする。

本実施形態による鋼材は、この方法によれば、鋼材中の固溶Ｃ量を０．０１０～０．０５０質量％とすることができる。しかしながら、他の方法によって鋼材中の固溶Ｃ量を０．０１０～０．０５０質量％に調整してもよい。

［固溶Ｃ量の算出方法］
本実施形態において、固溶Ｃ量は、鋼材中の炭化物中のＣ量（質量％）の、鋼材の化学組成のＣ含有量からの差分を意味する。鋼材中の炭化物中のＣ量は、鋼材に対して抽出残渣分析を実施して残渣として得られた炭化物（セメンタイト及びＭＣ型炭化物）中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ａ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ａ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ａ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ａ、Ｖ濃度＜Ｖ＞ａ、Ｎｂ濃度＜Ｎｂ＞ａと、抽出レプリカ法により得られたレプリカ膜をＴＥＭ観察することにより特定されたセメンタイトに対してＥＤＳによる点分析を実施して得られたセメンタイト中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ｂ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ｂ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ｂ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ｂとを用いて、式（１）～式（５）により求める。
＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ） （１）
＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ－＜Ｍｏ＞ｃ （２）
＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２ （３）
＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２ （４）
（固溶Ｃ量）＝＜Ｃ＞－（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ） （５）
なお、本明細書において、セメンタイトとは、Ｆｅ含有量が５０質量％以上の炭化物を意味する。以下、固溶Ｃ量の算出方法を詳しく説明する。

［高圧水素用鋼材のＣ含有量の定量］
高圧水素用鋼材から切粉状の分析サンプルを採取する。鋼材が板材である場合、板厚中央部から分析サンプルを採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から分析サンプルを採取する。酸素気流中燃焼－赤外線吸収法により、Ｃ含有量（質量％）を分析する。これを鋼材のＣ含有量（＜Ｃ＞）とする。

［炭化物として析出するＣ量（析出Ｃ量）の計算］
析出Ｃ量は、次の手順１～手順４により算出する。具体的には、手順１で抽出残渣分析を実施する。手順２でＴＥＭを用いた抽出レプリカ法、及び、ＥＤＳによりセメンタイト中の元素濃度分析（以下「ＥＤＳ分析」という）を実施する。手順３でＭｏ含有量を調整する。手順４で析出Ｃ量を算出する。

［手順１．抽出残渣分析による、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ残渣量の定量］
手順１では、鋼材中の炭化物を残渣として捕捉し、残渣中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ含有量を決定する。ここで、「炭化物」とは、セメンタイト（Ｍ_３Ｃ型炭化物）及びＭＣ型炭化物の総称である。具体的な手順は以下のとおりである。鋼材から６ｍｍ径で長さ５０ｍｍの円柱状試験片を採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から、板厚中心が横断面の中心になるように円柱状試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から、肉厚中心が横断面の中心になるように円柱状試験片を採取する。採取した円柱状試験片の表面を、予備の電解研磨にて５０μｍ程度研磨して新生面を得る。電解研磨した試験片を、電解液（１０％アセチルアセトン＋１％テトラアンモニウム＋メタノール）で電解する。電解後の電解液を０．２μｍのフィルターを通して残渣を捕捉する。得られた残渣を酸分解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）発光分析にてＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｎｂ濃度を質量％単位で定量する。この濃度をそれぞれ＜Ｆｅ＞ａ、＜Ｃｒ＞ａ、＜Ｍｎ＞ａ、＜Ｍｏ＞ａ、＜Ｖ＞ａ、及び、＜Ｎｂ＞ａと定義する。

［手順２．抽出レプリカ法及びＥＤＳによる、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ含有量の定量］
手順２では、セメンタイト中のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ含有量を決定する。具体的な手順は以下のとおりである。鋼材からミクロ試験片を切り出す。鋼材が鋼板である場合、板厚中央部からミクロ試験片を切り出す。鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部からミクロ試験片を切り出す。切り出したミクロ試験片に対して鏡面研磨を行い、表面を仕上げる。試験片を３％ナイタール腐食液に１０分浸漬し、表面を腐食する。腐食した表面をカーボン蒸着膜で覆う。蒸着膜で表面を覆った試験片を５％ナイタール腐食液に浸漬し、２０分保持し、蒸着膜を剥離させる。剥離した蒸着膜をエタノールで洗浄した後、シートメッシュですくい取り、乾燥させる。この蒸着膜（レプリカ膜）を、ＴＥＭで観察し、２０個のセメンタイトについてＥＤＳによる点分析を行う。セメンタイト中の炭素を除く合金元素の合計を１００％とした場合の、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏ濃度を質量％単位で定量する。２０個のセメンタイトについて濃度を定量し、それぞれの元素の算術平均値を＜Ｆｅ＞ｂ、＜Ｃｒ＞ｂ、＜Ｍｎ＞ｂ、及び、＜Ｍｏ＞ｂと定義する。

［手順３．Ｍｏ量の調整］
続いて、炭化物中のＭｏ濃度を求める。ここで、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏはセメンタイトに濃化する。一方、Ｖ、Ｎｂ、及び、ＭｏはＭＣ型炭化物に濃化する。すなわち、Ｍｏは、焼戻しによりセメンタイト及びＭＣ型炭化物の両方に濃化する。したがって、Ｍｏ量については、セメンタイト及びＭＣ型炭化物について個別に算出する。なお、Ｖはセメンタイトにもその一部が濃化する場合がある。しかしながら、Ｖのセメンタイトへの濃化量は、ＭＣ型炭化物への濃化量と比較して無視できるほど小さい。したがって、固溶Ｃ量を求める上で、ＶはＭＣ型炭化物のみに濃化するとみなす。

具体的に、セメンタイトとして析出するＭｏの量（＜Ｍｏ＞ｃ）は、式（１）により算出する。
＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ） （１）

一方、ＭＣ型炭化物として析出するＭｏの量（＜Ｍｏ＞ｄ）は、式（２）により質量％単位で算出する。
＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ－＜Ｍｏ＞ｃ （２）

［手順４．析出Ｃ量の算出］
析出Ｃ量は、セメンタイトとして析出するＣ量（＜Ｃ＞ａ）とＭＣ型炭化物として析出するＣ量（＜Ｃ＞ｂ）の合計として、算出される。＜Ｃ＞ａ及び＜Ｃ＞ｂはそれぞれ、式（３）及び式（４）により、質量％単位で算出される。なお、式（３）は、セメンタイトの構造がＭ_３Ｃ型（ＭはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、及び、Ｍｏを含む）であることから導かれた式である。
＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２ （３）
＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２ （４）

以上より、析出Ｃ量は、＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂである。

［固溶Ｃ量の計算］
固溶Ｃ量（以下、＜Ｃ＞ｃともいう）は、鋼材のＣ含有量（＜Ｃ＞）と、析出Ｃ量との差として、式（５）により質量％単位で算出する。
＜Ｃ＞ｃ＝＜Ｃ＞－（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ） （５）

［ミクロ組織］
本実施形態による高圧水素用鋼材のミクロ組織は、主として焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトからなる。より具体的には、ミクロ組織は体積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトからなる。すなわち、ミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上である。ミクロ組織の残部はたとえば、残留オーステナイト等である。上述の化学組成を有する鋼材のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上を含有すれば、引張強度ＴＳが９００～１１００ＭＰａとなり、及び、降伏比ＹＲが８５％以上となる。

本実施形態において、上述の化学組成を有する高圧水素用鋼材の引張強度ＴＳが９００～１１００ＭＰａであり、降伏比ＹＲが８５％以上であれば、ミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であるものとみなすことができる。好ましくは、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトのみからなる。

なお、本実施形態の高圧水素用鋼材における焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計をミクロ組織観察により求める場合、以下の方法で求めることができる。高圧水素用鋼材が鋼板である場合、板厚中央部から圧延方向１０ｍｍ、板厚方向１０ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。高圧水素用鋼材が鋼管である場合、肉厚中央部から管軸方向１０ｍｍ、肉厚方向８ｍｍの観察面を有する試験片を切り出す。観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にて１０視野観察する。視野面積は４００μｍ^２（倍率５０００倍）である。各視野において、コントラストから焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを特定する。特定した焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率の合計を求める。本実施形態において、全ての視野で求めた、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率の合計の算術平均値を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率と定義する。

［高圧水素用鋼材の形状］
本実施形態による高圧水素用鋼材の形状は、特に限定されない。高圧水素用鋼材はたとえば鋼管でもよいし、鋼板でもよい。高圧水素用鋼材が鋼管である場合、継目無鋼管であってもよい。高圧水素用鋼材の厚さは特に限定されない。高圧水素用鋼材が鋼管である場合、好ましい肉厚は２０ｍｍ以上であり、さらに好ましくは２５ｍｍ以上であり、さらに好ましくは３０ｍｍ以上である。好ましい肉厚の上限はたとえば５５ｍｍである。高圧水素用鋼材が鋼板である場合、好ましい板厚は２０ｍｍ以上であり、さらに好ましくは２５ｍｍ以上であり、さらに好ましくは５０ｍｍ以上である。好ましい板厚の上限は２００ｍｍである。

［高圧水素用鋼材の引張強度ＴＳ及び降伏比ＹＲ］
本実施形態による高圧水素用鋼材の引張強度ＴＳは９００～１１００ＭＰａであり、降伏比ＹＲは８５％以上である。本明細書でいう引張強度ＴＳは、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した、鋼材の長手方向（軸方向、圧延方向と同義）に平行な平行部を有する全厚引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、常温（２５℃）大気中にて実施する引張試験で得られた引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を意味する。また、降伏比ＹＲは、引張強度ＴＳに対する降伏強度ＹＳの比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）である。降伏強度ＹＳは、上述の引張試験により得られた、０．２％耐力（ＭＰａ）を意味する。

本実施形態による高圧水素用鋼材の引張強度ＴＳ及び降伏比ＹＲは、次の方法で求めることができる。ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した全厚引張試験片を鋼材から採取する。鋼材が鋼板である場合、板厚に相当する全厚引張試験片を採取する。鋼材が鋼管である場合、肉厚に相当する全厚引張試験片を採取する。全厚引張試験片の平行部は、鋼材の長手方向に平行とする。平行部の長さは６０ｍｍとし、平行部の直径は１４ｍｍとし、標点距離は５０ｍｍとする。

採取された全厚引張試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中でＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して、一様伸び中の最大応力を引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と定義する。一方、０．２％耐力を降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）と定義する。降伏比ＹＲ（％）は、引張強度ＴＳに対する降伏強度ＹＳの比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）として求めることができる。

［高圧水素用鋼材の耐疲労き裂進展特性］
本実施形態による高圧水素用鋼材では、９０ＭＰａの高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性に優れる。本実施形態の高圧水素用鋼材は、９０ＭＰａの高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性に優れるため、９０ＭＰａ以下の高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性にも当然に優れる。具体的には、４５ＭＰａ以上の高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性に優れ、さらに、７０ＭＰａ以上の高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性に優れる。ここで、耐疲労き裂進展特性とは、疲労き裂進展抵抗が高いことを意味し、き裂が進展しにくいことを意味する。

本明細書において、「９０ＭＰａにおける高圧水素ガス環境での耐疲労き裂進展特性に優れる」とは、ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠したＣＴ試験片を用いて９０ＭＰａの水素ガス中において疲労試験を実施して得られた疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ１（ｍ／ｃｙｃｌｅ）の、ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠したＣＴ試験片を用いて常温（２５℃）大気中において疲労試験を実施して得られた疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ２（ｍ／ｃｙｃｌｅ）に対する比が、１００．０以下であることを意味する。

より具体的には、耐疲労き裂進展特性は、次の方法により評価できる。高圧水素用鋼材から、ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠した、図５Ａ又は図５Ｂに示すＣＴ試験片を採取する。図５Ａ及び図５Ｂ中の数字は、寸法（ｍｍ）を示す。ただし、図５Ａ及び図５Ｂ中の「°」が付与された数値は角度（°）を示し、「Φ」が付与された数値は直径（ｍｍ）を示す。鋼材が鋼板である場合、ＣＴ試験片を鋼板の板厚中央位置から切り出す。このとき、き裂進展方向が圧延方向となるように、ＣＴ試験片を切り出す。鋼材が鋼管である場合、ＣＴ試験片を肉厚中央位置から切り出す。このとき、き裂進展方向が圧延方向となるように、ＣＴ試験片を切り出す。鋼板の板厚、又は、鋼管の肉厚に対して、厚さ２５．０ｍｍのＣＴ試験片が採取可能な場合、図５Ａに示すＣＴ試験片を切り出す。鋼板の板厚、又は、鋼管の肉厚に対して、厚さ２５．０ｍｍのＣＴ試験片が採取できない場合、図５Ｂに示すＣＴ試験片を切り出す。

切り出されたＣＴ試験片を用いて、疲労試験を実施する。疲労試験の試験条件は、部分片振り引張の荷重繰り返しとし、応力比Ｒ＝０．１で一定とする。また、ＣＴ試験片の開口部に開口変位計を装着し、疲労き裂進展速度を求める。

常温（２５℃）であって９０ＭＰａの水素ガス中で上記疲労試験を実施する。そして、パリス則が成立する応力拡大係数ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ^１／２での疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ１（ｍ／ｃｙｃｌｅ）を求める。さらに、別のＣＴ試験片を用いて、常温（２５℃）大気中にて上記条件での疲労試験を実施して、応力拡大係数ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ^１／２での疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ２（ｍ／ｃｙｃｌｅ）を求める。得られた疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ１及び疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ２を用いて、式（Ａ）より、疲労き裂進展速度比を求める。
疲労き裂進展速度比＝（ｄａ／ｄＮ１）／（ｄａ／ｄＮ２） （Ａ）

上述の本実施形態の高圧水素用鋼材は、高圧水素容器に適用可能である。本実施形態による高圧水素用鋼材はさらに、燃料電池自動車や水素ステーション等に適用される、高圧水素用の配管や、高圧水素用のバルブ、高圧水素用の継手等にも適用できる。つまり、高圧水素用鋼材は、高圧水素用構造物に広く適用可能である。

［製造方法］
本実施形態による高圧水素用鋼材の製造方法は、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。準備工程は素材準備工程と、熱間加工工程とを含んでもよい。本実施形態では、高圧水素用鋼材の製造方法の一例として、継目無鋼管の製造方法を説明する。継目無鋼管の製造方法は、素管を準備する工程（準備工程）と、素管に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、継目無鋼管とする工程（焼入れ工程及び焼戻し工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。

［準備工程］
準備工程は、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。中間鋼材が上記化学組成を有していれば、中間鋼材の製造方法は特に限定されない。ここでいう中間鋼材は、最終製品が鋼板の場合は、板状の鋼材であり、最終製品が鋼管の場合は素管（Ｈｏｌｌｏｗ ｓｈｅｌｌ）である。

準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して中間鋼材を製造する工程（熱間加工工程）とを含んでもよい。以下、素材準備工程と、熱間加工工程を含む場合について、詳述する。

［素材準備工程］
素材準備工程では、上述の化学組成を有する溶鋼を用いて素材を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して中間鋼材を製造する。鋼材が鋼管である場合、中間鋼材は素管に相当する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施し、素管を製造する。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、たとえば、１．０～４．０である。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。熱間加工工程での累積の減面率はたとえば、２０～７０％である。

他の熱間加工方法により、ビレットから素管を製造してもよい。たとえば、エルハルト法等の鍛造により素管を製造してもよい。以上の工程により素管が製造される。

熱間加工により製造された素管は空冷されてもよい（Ａｓ－Ｒｏｌｌｅｄ）。熱間加工により製造された素管は、常温まで冷却せずに、熱間加工後に直接焼入れを実施したり、熱間加工後に再加熱（補熱）した後、焼入れを実施したりしてもよい。ただし、直接焼入れ、又は、補熱後に焼入れを実施する場合、焼割れの抑制を目的として、焼入れ途中に冷却を停止したり、緩冷却を実施したりする方が好ましい。

熱間加工後に直接焼入れ、又は熱間加工後に再加熱した後焼入れを実施した場合、残留応力を除去することを目的として、焼入れ後であって次工程の熱処理前に、素管に対して応力除去焼鈍処理（ＳＲ処理）を実施してもよい。

以上のとおり、準備工程では、中間鋼材を準備する。中間鋼材は、上述の好ましい工程により製造されてもよいし、第三者により製造された中間鋼材、又は、後述の焼入れ工程及び焼戻し工程が実施される工場以外の他の工場、他の事業所にて製造された中間鋼材を準備してもよい。以下、焼入れ工程について詳述する。

［焼入れ工程］
焼入れ工程は、準備された中間鋼材（素管）に対して、焼入れを実施する。本明細書において、「焼入れ」とは、Ａ_３点以上の中間鋼材を急冷することを意味する。焼入れ温度は８００～１０００℃である。焼入れ温度とは、熱間加工後に直接焼入れを実施する場合、最終の熱間加工を実施する装置の出側に設置された温度計で測定された、中間鋼材の表面温度に相当する。焼入れ温度とはさらに、熱間加工後に補熱した後、焼入れを実施する場合、再加熱（補熱）を実施する熱処理炉の温度に相当する。

焼入れ温度が高すぎれば、旧γ粒の結晶粒が粗大になり、鋼材の高圧水素ガス環境下での耐疲労き裂進展特性が低下する場合がある。したがって、焼入れ温度は８００～１０００℃である。焼入れ温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、５～３０分である。

焼入れ方法はたとえば、焼入れ開始温度から中間鋼材を連続的に冷却し、中間鋼材の表面温度を連続的に低下させる。連続冷却処理の方法は特に限定されず、周知の方法でよい。連続冷却処理の方法はたとえば、水槽に中間鋼材を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷又はミスト冷却により中間鋼材を加速冷却する方法である。

焼入れ時の冷却速度が遅すぎれば、マルテンサイト及びベイナイト主体のミクロ組織とならず、本実施形態で規定する機械的特性が得られない。したがって、上述のとおり、本実施形態による鋼材の製造方法では、焼入れ時に中間鋼材を急冷する。具体的には、焼入れ工程において、焼入れ時の中間鋼材（素管）の表面温度が８００～５００℃の範囲における平均冷却速度を、焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００－５００}と定義する。より具体的には、焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００－５００}は、焼入れされる中間鋼材の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば、両表面を強制冷却する場合、中間鋼材厚さの中心部）において測定された温度から決定される。

好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００－５００}は３００℃／分以上である。より好ましい焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００－５００}の下限は４５０℃／分であり、さらに好ましくは６００℃／分である。焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００－５００}の上限は特に規定しないが、たとえば、６００００℃／分である。

好ましくは、中間鋼材に対してオーステナイト域での加熱を複数回実施した後、焼入れ処理を実施する。この場合、焼入れ前のオーステナイト粒が微細化されるため、鋼材の高圧水素ガス環境下での耐疲労き裂進展特性が高まる。複数回焼入れ処理を実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよいし、焼準処理及び焼入れ処理を実施することにより、オーステナイト域での加熱を複数回繰り返してもよい。また、焼入れ処理と後述する焼戻し処理とを組合せて、複数回実施してもよい。すなわち、複数回の焼入れ焼戻し処理を実施してもよい。この場合、鋼材の高圧水素ガス環境下での耐疲労き裂進展特性がさらに高まる。以下、焼戻し工程について詳述する。

［焼戻し工程］
焼戻し工程は、上述の焼入れ処理を実施した後、焼戻し処理を実施する。本明細書において、「焼戻し」とは、焼入れ後の中間鋼材を再加熱して、保持することを意味する。焼戻し温度は、鋼材の化学組成、及び、得ようとする引張強度ＴＳに応じて適宜調整する。つまり、本実施形態の化学組成を有する中間鋼材（素管）に対して、焼戻し温度を調整して、鋼材の引張強度ＴＳを９００～１１００ＭＰａに調整する。ここで、焼戻し温度とは、焼入れ後の中間鋼材を加熱して、保持する際の熱処理炉の温度に相当する。

焼戻し温度は５００℃～Ａｃ_１変態点である。焼戻し温度が５００℃以上であれば、炭化物が十分に球状化され、高圧水素ガス環境下での耐疲労き裂進展特性がさらに高まる。焼戻し温度のより好ましい下限は５５０℃であり、さらに好ましくは５８０℃である。焼戻し温度のより好ましい上限は７１０℃であり、さらに好ましくは６９０℃である。

焼戻しの保持時間（焼戻し時間）が短すぎれば、炭化物の析出が進まないため、固溶Ｃ量が過剰となる。焼戻し時間が長すぎても、固溶Ｃ量はほとんど変化しなくなる。したがって、固溶Ｃ量を適切な範囲に制御するための、焼戻し時間は１０～１８０分である。焼戻し時間のより好ましい下限は１５分である。焼戻し時間のより好ましい上限は１２０分であり、さらに好ましくは９０分である。なお、高圧水素用鋼材が鋼管である場合、他の形状と比較して、焼戻しの均熱保持中に鋼管の温度ばらつきが発生しやすい。したがって、高圧水素用鋼材が鋼管である場合、焼戻し時間は１５～９０分とするのが好ましい。本実施形態の化学組成の鋼材において、上記焼戻し温度と上記保持時間とを適宜調整することにより、引張強度ＴＳを９００～１１００ＭＰａの範囲内にすることは、当業者であれば十分に可能である。

［焼戻し後急冷について］
焼戻し後の冷却は、従来は制御されていなかった。しかしながら、５００℃～２００℃の間は、炭素（Ｃ）の拡散が比較的早い温度域である。そのため、焼戻し後（つまり、上記焼戻し温度で上記保持時間保持した後）の鋼材の冷却速度が遅ければ、固溶していたＣのほとんどが、温度低下中に再析出してくる。つまり固溶Ｃ量が、ほぼ０質量％になる。そこで本実施形態においては、焼戻し後の中間鋼材（素管）を急冷する。

具体的には、焼戻し工程において、焼戻し後の中間鋼材（素管）の温度が５００～２００℃の範囲における平均冷却速度を、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５００－２００}と定義する。本実施形態による鋼材の製造方法では、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５００－２００}は５℃／秒以上である。一方、焼戻し後冷却速度が速すぎると、固溶していたＣがほとんど析出せず、固溶Ｃ量が過剰となる場合がある。この場合、鋼材の高圧水素ガス環境下での耐疲労き裂進展特性が低下する。

したがって、本実施形態においては、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５００－２００}は５～１００℃／秒である。焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５００－２００}の好ましい下限は６℃／秒であり、より好ましくは１０℃／秒であり、さらに好ましくは１５℃／秒である。焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５００－２００}の好ましい上限は５０℃／秒であり、より好ましくは４０℃／秒である。なお、焼戻し処理を複数回実施する場合、最終の焼戻し後の冷却を制御すればよい。すなわち、最終の焼戻し以外の他の焼戻し処理における、焼戻し後の冷却は従来と同様に実施してもよい。

焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５００－２００}を５～１００℃／秒とする冷却方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。冷却方法は、たとえば、焼戻し温度から中間鋼材を連続的に強制冷却し、中間鋼材の表面温度を連続的に低下する。このような連続冷却処理としてたとえば、水槽に中間鋼材を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷、ミスト冷却あるいは強制風冷により中間鋼材を加速冷却する方法がある。なお、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５００－２００}は、焼戻しされた中間鋼材の断面内で最も遅く冷却される部位（たとえば両表面を強制冷却する場合は、中間鋼材厚さの中心部）において測定する。

以上の製造方法によれば、本実施形態による高圧水素用鋼材を製造することができる。上述の製造方法では、一例として継目無鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、本実施形態による高圧水素用鋼材は、鋼板や他の形状であってもよい。鋼板や他の形状の製造方法も、上述の製造方法と同様に、たとえば、準備工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。

また、上述の製造方法は一例であり、他の製造方法によって製造されてもよい。したがって、高圧水素用鋼材の化学組成が上述のとおりであって、固溶Ｃが０．０１０～０．０５０質量％であって、引張強度が９００～１１００ＭＰａであり、降伏比が８５％以上であれば、上記製造方法により製造されていなくてもよい。

［高圧水素容器の製造方法］
本実施形態の高圧水素容器の製造方法の一例は次のとおりである。
上述の高圧水素用鋼材を用いて、胴部を製造する。たとえば、高圧水素用鋼材である継目無鋼管を所望の長さに切り出して、胴部を製造する。必要に応じて、胴部の内面を周知の方法で研磨して平滑鏡面としてもよい。同様に、上述の高圧水素用鋼材を用いて、蓋部を製造する。たとえば、高圧水素用鋼材である鋼板を所望の形状に切り出して、蓋部を製造する。

製造された胴部に蓋部を固定して、蓋部を胴部につなげる。固定方法は特に限定されない。たとえば、溶接により固定してもよい。また、胴部と蓋部との接触部分をねじ切りして、ねじにより固定してもよい。また、ボルト等の締結部材を用いて、蓋部を胴部に固定してもよい。以上の方法により、本実施形態の高圧水素容器が製造される。

なお、上述の製造方法では、胴部に本実施形態の高圧水素用鋼材を適用し、蓋部にも本実施形態の高圧水素用鋼材を適用した。しかしながら、本実施形態の高圧水素用鋼材を胴部に適用し、蓋部には本実施形態の高圧水素用鋼材と異なる他の鋼材を適用してもよい。また、本実施形態の高圧水素用鋼材を蓋部に適用し、胴部には本実施形態の高圧水素用鋼材と異なる他の鋼材を適用してもよい。胴部及び／又は蓋部に本実施形態の高圧水素用鋼材と異なる他の鋼材を適用する場合、他の鋼材は、高圧水素ガス環境において高強度を有する鋼材が好ましい。

表１に示す化学組成を有する、溶鋼を製造した。

上記溶鋼を用いて外径３１０ｍｍのビレットを製造した。製造したビレットを１２５０℃に加熱した後、熱間圧延し、外径２３２．００ｍｍ、肉厚２６．３０ｍｍの継目無鋼管を製造した。製造した継目無鋼管から、後述する評価試験に用いる試験片が採取可能な大きさで、かつ、厚さ（肉厚）２６．３０ｍｍの板状供試材を採取した。

採取した各試験番号の板状供試材について、焼入れ及び焼戻し処理を実施した。具体的には、焼入れ処理では表２に示す焼入れ温度で表２に示す保持時間（分）保持した後、板状供試材を水槽に浸漬して急冷（水冷）した。いずれの試験番号においても、焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００－５００}は３００℃／分であった。なお、焼入れ温度は、加熱を実施した炉の温度に相当した。また、焼入れ時冷却速度ＣＲ_{８００－５００}は板状供試材の板厚中央部に予め挿入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から求めた。

続いて、焼入れ処理後の板状供試材に対して、焼戻し処理を実施した。焼戻し処理では、引張強度ＴＳが９００～１１００ＭＰａの範囲となるように、焼戻し温度（℃）及び焼戻し温度での保持時間（分）は表２に示すとおりであった。

各試験番号において、表２に示す焼戻し温度で表２に示す保持時間保持した後、板状供試材を冷却した。冷却は、板状供試材に対してミスト水冷の制御冷却、又は、放冷を実施した。なお、焼戻し温度は、焼戻し処理を実施した炉の温度に相当した。また、焼戻し後冷却速度（ＣＲ_{５００－２００}）は板状供試材の板厚中央部に予め挿入したシース型のＫ熱電対により測定した温度から求めた。各試験番号の焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５００－２００}（℃／秒）は表２に示すとおりであった。

［評価試験］
上記の焼戻し処理後の各試験番号の板状供試材に対して、以下に説明する引張強度ＴＳ及び降伏比ＹＲ試験、固溶Ｃ量測定試験、高圧水素環境下における疲労き裂進展速度比評価試験を実施した。

［引張強度ＴＳ及び降伏比ＹＲ試験］
次の引張り試験により、各試験番号の鋼材の引張強度ＴＳ及び降伏比ＹＲを求めた。ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した全厚引張試験片を板状供試材から採取した。全厚引張試験片の平行部は、鋼材の長手方向に平行とした。平行部の長さは６０ｍｍとし、平行部の直径は１４ｍｍとし、標点距離は５０ｍｍとした。

採取された全厚引張試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中でＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して、一様伸び中の最大応力を引張強度ＴＳ（ＭＰａ）として得た。また、０．２％耐力を降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）として得た。降伏比ＹＲ（％）は、引張強度ＴＳに対する降伏強度ＹＳの比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）で求めた。得られた引張強度ＴＳ（ＭＰａ）及びＹＲ（％）を表２に示す。

なお、各試験番号の鋼材の引張強度ＴＳはいずれも、９００～１１００ＭＰａの範囲内であり、降伏比ＹＲも８５％以上であった。そのため、いずれの試験番号の鋼材のミクロ組織も、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの体積率の合計が９０％以上であると判断した。

［固溶Ｃ量測定試験］
各試験番号の鋼材について、上述の測定方法により、固溶Ｃ量（質量％）を測定及び算出した。なお、ＴＥＭは日本電子（株）製ＪＥＭ－２０１０で、加速電圧は２００ｋＶとした。ＥＤＳ点分析は、照射電流を２．５６ｎＡとし、各点で６０秒の計測を行った。ＴＥＭによる観察領域は８μｍ×８μｍとし、任意の１０視野で観察した。固溶Ｃ量の計算において用いる、各元素の残渣量及びセメンタイト中の濃度は表３のとおりであった。

［高圧水素ガス環境下での疲労き裂進展速度比評価試験］
式（Ａ）で定義される高圧水素ガス環境下での疲労き裂進展速度比を、次の試験により求めた。各試験番号の板状供試材から、ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠した、図５Ｂに示すＣＴ試験片を採取した。具体的には、板状供試材の肉厚中央位置から、図５Ｂに示すＣＴ試験片を切り出した。このとき、き裂進展方向が圧延方向となるように、ＣＴ試験片を切り出した。

切り出されたＣＴ試験片を用いて、疲労試験を実施した。疲労試験の試験条件は、部分片振り引張の荷重繰り返しとし、応力比Ｒ＝０．１で一定とした。また、ＣＴ試験片の開口部に開口変位計を装着し、疲労き裂進展速度を求めた。

９０ＭＰａの水素ガス中で上記疲労試験を実施した。そして、パリス則が成立する応力拡大係数ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ^１／２での疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ１（ｍ／ｃｙｃｌｅ）を求めた。さらに、別のＣＴ試験片を用いて、常温（２５℃）大気中にて上記条件での疲労試験を実施して、応力拡大係数ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ^１／２での疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ２（ｍ／ｃｙｃｌｅ）を求めた。

得られた疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ１及び疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ２を用いて、式（Ａ）より、高圧水素ガス環境下での疲労き裂進展速度比を求めた。
疲労き裂進展速度比＝（ｄａ／ｄＮ１）／（ｄａ／ｄＮ２） （Ａ）
得られた疲労き裂進展速度比を表２に示す。

［試験結果］
表２に試験結果を示す。

表１及び表２を参照して、試験番号１～１８の鋼材の化学組成は適切であり、引張強度ＴＳが９００～１１００ＭＰａであり、降伏比ＹＲが８５％以上であった。さらに固溶Ｃ量が０．０１０～０．０５０質量％であった。その結果、疲労き裂進展速度比が１００．０以下であり、９０ＭＰａの水素ガス環境において優れた耐疲労き裂進展特性が得られた。

一方、試験番号１９では、化学組成が適切であるものの、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５００－２００}が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０％未満となった。その結果、疲労き裂進展速度比が１００．０を遥かに超え、９０ＭＰａの水素ガス環境において優れた耐疲労き裂進展特性が得られなかった。

試験番号２０では、化学組成が適切であるものの、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５００－２００}が速すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０５０％を超えた。その結果、疲労き裂進展速度比が１００．０を遥かに超え、９０ＭＰａの水素ガス環境において優れた耐疲労き裂進展特性が得られなかった。

試験番号２１では、Ｍｏ含有量が低すぎた。その結果、疲労き裂進展速度比が１００．０を遥かに超え、９０ＭＰａの水素ガス環境において優れた耐疲労き裂進展特性が得られなかった。

試験番号２２では、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、疲労き裂進展速度比が１００．０を遥かに超え、９０ＭＰａの水素ガス環境において優れた耐疲労き裂進展特性が得られなかった。

試験番号２３では、Ｏ含有量が高すぎた。その結果、疲労き裂進展速度比が１００．０を遥かに超え、９０ＭＰａの水素ガス環境において優れた耐疲労き裂進展特性が得られなかった。

試験番号２４では、Ａｌ含有量が高すぎた。その結果、疲労き裂進展速度比が１００．０を遥かに超え、９０ＭＰａの水素ガス環境において優れた耐疲労き裂進展特性が得られなかった。

試験番号２５及び２６では、鋼材の化学組成が適切であるものの、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５００－２００}が遅すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０１０％未満となった。その結果、疲労き裂進展速度比が１００．０を遥かに超え、９０ＭＰａの水素ガス環境において優れた耐疲労き裂進展特性が得られなかった。

試験番号２７及び２８では、鋼材の化学組成が適切であるものの、焼戻し後冷却速度ＣＲ_{５００－２００}が速すぎた。そのため、固溶Ｃ量が０．０５０％を超えた。その結果、疲労き裂進展速度比が１００．０を遥かに超え、９０ＭＰａの水素ガス環境において優れた耐疲労き裂進展特性が得られなかった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

本実施形態による高圧水素容器は、燃料電池自動車や水素ステーションに代表される高圧水素ガス環境用途に広く適用可能である。また、本実施形態による高圧水素用鋼材は、高圧水素容器に適用可能であり、さらに、燃料電池自動車や水素ステーション等に適用される、高圧水素用の配管や、高圧水素用のバルブ、高圧水素用の継手等にも適用できる。つまり、高圧水素用鋼材は、高圧水素用構造物に広く適用可能である。

１ 高圧水素容器
２ 胴部
２Ａ、２Ｂ 端部
３Ａ、３Ｂ 蓋部

Claims (6)

1. 筒状の胴部と、
   前記胴部の両端部に配置され、前記胴部とつながっており、前記胴部を密閉可能な一対の蓋部とを備え、
   前記胴部及び／又は前記蓋部は、
   質量％で、
   Ｃ：０．２０～０．５０％、
   Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
   Ｍｎ：０．０５～１．００％、
   Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｓ：０．０２００％以下、
   Ａｌ：０．００５～０．０４０％、
   Ｃｒ：０．３０～１．５０％、
   Ｍｏ：０．１５～１．５０％、
   Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
   Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
   Ｎ：０．００６５％以下、
   Ｏ：０．００４０％以下、
   Ｖ：０～０．３０％、
   Ｎｂ：０～０．１００％、
   Ｗ：０～１．００％、
   Ｃａ：０～０．０１００％、
   Ｍｇ：０～０．０１００％、
   Ｚｒ：０～０．０１００％、
   希土類元素：０～０．０１００％、
   Ｃｏ：０～１．００％、
   Ｎｉ：０～０．５０％、及び、
   Ｃｕ：０～０．５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、
   引張強度が９００～１１００ＭＰａであり、降伏比が８５％以上である、
   高圧水素容器。
2. 請求項１に記載の高圧水素容器であって、
   前記胴部及び／又は前記蓋部の前記化学組成は、
   Ｖ：０．０１～０．３０％、
   Ｎｂ：０．００２～０．１００％、及び、
   Ｗ：０．０２～１．００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、
   高圧水素容器。
3. 請求項１又は請求項２に記載の高圧水素容器であって、
   前記胴部及び／又は前記蓋部の前記化学組成は、
   Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
   Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
   Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、及び、
   希土類元素：０．０００１～０．０１００％からなる群から選択される１種又は２種以
   上を含有する、
   高圧水素容器。
4. 請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の高圧水素容器であって、
   前記胴部及び／又は前記蓋部の前記化学組成は、
   Ｃｏ：０．０２～１．００％を含有する、
   高圧水素容器。
5. 請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の高圧水素容器であって、
   前記胴部及び／又は前記蓋部の前記化学組成は、
   Ｎｉ：０．０２～０．５０％、及び、
   Ｃｕ：０．０１～０．５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、
   高圧水素容器。
6. 高圧水素用鋼材であって、
   質量％で、
   Ｃ：０．２０～０．５０％、
   Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
   Ｍｎ：０．０５～１．００％、
   Ｐ：０．０２５％以下、
   Ｓ：０．０２００％以下、
   Ａｌ：０．００５～０．０５０％未満、
   Ｃｒ：０．３０～１．５０％、
   Ｍｏ：０．１５～１．５０％、
   Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
   Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
   Ｎ：０．００７０％未満、
   Ｏ：０．００５０％未満、
   Ｖ：０～０．３０％、
   Ｎｂ：０～０．１００％、
   Ｗ：０～１．００％、
   Ｃａ：０～０．０１００％、
   Ｍｇ：０～０．０１００％、
   Ｚｒ：０～０．０１００％、
   希土類元素：０～０．０１００％、
   Ｃｏ：０～１．００％、
   Ｎｉ：０～０．５０％、及び、
   Ｃｕ：０～０．５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   固溶Ｃを０．０１０～０．０５０質量％含有し、
   引張強度が９００～１１００ＭＰａであり、降伏比が８５％以上であり、
   ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠したＣＴ試験片を用いて９０ＭＰａの水素ガス中において部分片振り引張の荷重繰り返しとし、応力比Ｒ＝０．１で疲労試験を実施して得られた疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ１（ｍ／ｃｙｃｌｅ）の、ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠したＣＴ試験片を用いて常温（２５℃）大気中において部分片振り引張の荷重繰り返しとし、応力比Ｒ＝０．１で疲労試験を実施して得られた疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ２（ｍ／ｃｙｃｌｅ）に対する比が、１００．０以下である、
   高圧水素用鋼材。
   

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