特開2024-143355低温用ニッケル含有鋼板およびこれを用いた低温用タンク
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024143355
(43)【公開日】2024-10-11
(54)【発明の名称】低温用ニッケル含有鋼板およびこれを用いた低温用タンク
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20241003BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20241003BHJP
C21D 8/02 20060101ALN20241003BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C22C38/58
C21D8/02 D
【審査請求】未請求
【請求項の数】2
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023055986
(22)【出願日】2023-03-30
(71)【出願人】
【識別番号】000001199
【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所
(74)【代理人】
【識別番号】100145403
【弁理士】
【氏名又は名称】山尾 憲人
(74)【代理人】
【識別番号】100206140
【弁理士】
【氏名又は名称】大釜 典子
(72)【発明者】
【氏名】橋本 直樹
【テーマコード（参考）】
4K032
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA04
4K032AA05
4K032AA11
4K032AA14
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA21
4K032AA24
4K032AA27
4K032AA29
4K032AA31
4K032BA01
4K032CA02
4K032CD05
4K032CF02
(57)【要約】
【課題】大入熱溶接を適用しても溶接継手の十分な低温靭性を確保できる低温用ニッケル含有鋼板および当該鋼板を使用した低温用タンクを提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０１～０．１２質量％、Ｓｉ：０．０１～０．１８質量％、Ｍｎ：０．２～１．８質量％、Ｐ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、Ａｌ：０．００１～０．１００質量％以下、Ｎ：０．００８０質量％以下（０質量％を含む）、Ｍｏ：０．０１～０．１０質量％、Ｎｉ：８．７５～１０．０質量％、Ｃｕ：０．７０質量％以下（０質量％を含む）、およびＣｒ：０．２０質量％以下（０質量％を含む）を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、ＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下であり、所定の式を用いて計算した値が７．０６以下である低温用ニッケル含有鋼板である。
【選択図】図３
【解決手段】Ｃ：０．０１～０．１２質量％、Ｓｉ：０．０１～０．１８質量％、Ｍｎ：０．２～１．８質量％、Ｐ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、Ａｌ：０．００１～０．１００質量％以下、Ｎ：０．００８０質量％以下（０質量％を含む）、Ｍｏ：０．０１～０．１０質量％、Ｎｉ：８．７５～１０．０質量％、Ｃｕ：０．７０質量％以下（０質量％を含む）、およびＣｒ：０．２０質量％以下（０質量％を含む）を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、ＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下であり、所定の式を用いて計算した値が７．０６以下である低温用ニッケル含有鋼板である。
【選択図】図３
【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｃ ：０．０１～０．１２質量％、
Ｓｉ：０．０１～０．１８質量％、
Ｍｎ：０．２～１．８質量％、
Ｐ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００１～０．１００質量％以下、
Ｎ ：０．００８０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｍｏ：０．０１～０．１０質量％、
Ｎｉ：８．７５～１０．０質量％、
Ｃｕ：０．７０質量％以下（０質量％を含む）、および
Ｃｒ：０．２０質量％以下（０質量％を含む）
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で表されるＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下であり、且つ下記の式（２）を用いて計算した値が７．０６以下である低温用ニッケル含有鋼板。
ＤＩ＝１．１６×√（［Ｃ］／１０）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） ・・・（１）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３＋１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１） ・・・（２）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
Ｓｉ：０．０１～０．１８質量％、
Ｍｎ：０．２～１．８質量％、
Ｐ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００１～０．１００質量％以下、
Ｎ ：０．００８０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｍｏ：０．０１～０．１０質量％、
Ｎｉ：８．７５～１０．０質量％、
Ｃｕ：０．７０質量％以下（０質量％を含む）、および
Ｃｒ：０．２０質量％以下（０質量％を含む）
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で表されるＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下であり、且つ下記の式（２）を用いて計算した値が７．０６以下である低温用ニッケル含有鋼板。
ＤＩ＝１．１６×√（［Ｃ］／１０）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） ・・・（１）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３＋１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１） ・・・（２）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
【請求項2】
請求項１に記載の低温用ニッケル含有鋼板を用いた低温用タンク。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本開示は、低温用ニッケル含有鋼板およびこれを用いた低温用タンクに関する。
【背景技術】
【0002】
近年、国内ではエネルギー産業の規制緩和が進み、二酸化炭素（ＣＯ２）排出係数が大きい石炭や石油から排出係数が小さいクリーンなエネルギーであるＬＮＧへのシフトが進んでいる。また、世界中で環境保護活動が活発化していることもあり、液化天然ガス（ＬＮＧ）の需要が拡大している。このため、舶用ＬＮＧ燃料タンク向け等に用いることができる極低温（－１９６℃）で用いる低温用タンクの建造が増加している。９％Ｎｉ鋼に代表されるような低温用ニッケル含有鋼板は極低温における靭性、すなわち低温靭性に優れることから、ＬＮＧ等の液化低温ガスの輸送用および貯蔵用タンクの材料として広く使用されている。ＬＮＧタンクは、安全性に特に配慮した設計施工がなされており、従って、使用される鋼材および溶接材料に加え、溶接継手においても低温靭性が重要視されており、ＡＳＴＭ（米国材料試験協会規格）を始めとした各規格においてもシャルピー衝撃吸収エネルギー値が規定されている。
【0003】
このようなニッケル含有鋼板を用いて低温用タンク等の構造物を建造する際には溶接作業が不可欠であり、溶接により生じる溶接継手部（溶接部）の低温靭性を確保することが不可欠である。
【0004】
特許文献１は、２相域ＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ ｒｅｈｅａｔｅｄ Ｈｅａｔ－Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、以下「ＩＣ－ＨＡＺ」という場合がある。）の低温靭性を向上する方法として、ＳｉおよびＰの低減が有効であることを開示している。特許文献１には、ＩＣ－ＨＡＺ部において局部的に生成するマルテンサイトの微細化が低温靭性改善に寄与することも記載されている。
【0005】
特許文献２はＨＡＺ部のＣＴＯＤ特性を改善できる方法として、Ｓｉの低減およびＭｏの添加を開示している。
【0006】
特許文献３には、９％Ｎｉ鋼の製造方法として低Ｓｉ化により溶接継手部の靭性が改善することが記載されている。低Ｓｉ化によってフェライトおよびオーステナイトの２相域に加熱されたＨＡＺ部のＭＡ量が減少することが示されている。
【0007】
特許文献４は、Ｔｏｅ部（止端部）のＨＡＺ靭性を改善する方法として、Ｓｉ、ＡｌおよびＮの低減を開示している。ＳｉおよびＡｌ低減によるオートテンパーの促進、およびＡｌＮ介在物の低減による効果であることも示されている。
【0008】
特許文献５は、母材および溶接継手部の靭性を改善する方法として、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＭｏの含有量を制御することを開示している。Ｍｏ添加による焼戻時の組織微細化と、硬化相の生成の抑制による効果であることも示されている。
【0009】
特許文献６は、母材および溶接継手部の靭性に優れる９％Ｎｉ鋼の製造方法として、Ｓｉの削減と２段階の熱間圧延を施す方法を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0010】
【特許文献1】特開昭６１－２３８９１１号公報
【特許文献2】特開平４－３７１５２０号公報
【特許文献3】特開平７－１２６７４９号公報
【特許文献4】特許第５１２６７８０号公報
【特許文献5】特開２００２－１２９２８０号公報
【特許文献6】特開２０１３－１４２１９７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0011】
クリーンなエネルギーであるＬＮＧ等の低温用タンク製造に際して、溶接部の大半を占めるタンク側板縦継手および側板横継手の溶接施工法は、自動ＴＩＧ溶接（ＧＴＡＷ）およびＳＡＷが主流である。しかしながら、ＧＴＡＷは能率に劣る溶接方法であることに加え、ＳＡＷにおいても溶接熱影響部からの脆性破壊発生リスクを低減するため、最大入熱は５０ｋＪ／ｃｍ以下で施工されるため、能率に劣るという問題がある。このため、施工効率向上および溶接コスト低減を目的に溶接入熱量が５０ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を適用したいとの要望が強くなっている。しかし、大入熱溶接では溶接による熱影響部の影響が従来の溶接法（低入熱溶接）と比べてより大きく、十分な低温靭性を確保することが困難であるという問題がある。特許文献１～６が開示するニッケル含有鋼板はいずれも溶接入熱量が５０ｋＪ／ｃｍ以下の低入熱溶接継手を対象に評価を実施しており、低温用ニッケル含有鋼板を大入熱溶接する際に最も靭性の劣化するＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡの形成抑制、およびＰによる粒界脆化の観点から十分な検討がされていない。それゆえ特許文献１～６に記載の鋼板では、大入熱溶接を適用した際にタンクの脆性破壊を抑制するのに十分な溶接継手の低温靭性を確保できない虞がある。
【0012】
本開示は、このような状況に鑑みてなされたものであり、大入熱溶接を適用しても溶接継手の十分な低温靭性を確保できる低温用ニッケル含有鋼板および当該鋼板を使用した低温用タンクを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0013】
本発明の態様１は、
Ｃ ：０．０１～０．１２質量％、
Ｓｉ：０．０１～０．１８質量％、
Ｍｎ：０．２～１．８質量％、
Ｐ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００１～０．１００質量％以下、
Ｎ ：０．００８０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｍｏ：０．０１～０．１０質量％、
Ｎｉ：８．７５～１０．０質量％、
Ｃｕ：０．７０質量％以下（０質量％を含む）、および
Ｃｒ：０．２０質量％以下（０質量％を含む）
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で表されるＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下であり、且つ下記の式（２）を用いて計算した値が７．０６以下である低温用ニッケル含有鋼板である。
ＤＩ＝１．１６×√（［Ｃ］／１０）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） ・・・（１）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３＋１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１） ・・・（２）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
Ｃ ：０．０１～０．１２質量％、
Ｓｉ：０．０１～０．１８質量％、
Ｍｎ：０．２～１．８質量％、
Ｐ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００１～０．１００質量％以下、
Ｎ ：０．００８０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｍｏ：０．０１～０．１０質量％、
Ｎｉ：８．７５～１０．０質量％、
Ｃｕ：０．７０質量％以下（０質量％を含む）、および
Ｃｒ：０．２０質量％以下（０質量％を含む）
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で表されるＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下であり、且つ下記の式（２）を用いて計算した値が７．０６以下である低温用ニッケル含有鋼板である。
ＤＩ＝１．１６×√（［Ｃ］／１０）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） ・・・（１）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３＋１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１） ・・・（２）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
【0014】
本発明の態様２は、態様１に記載の低温用ニッケル含有鋼板を用いた低温用タンクである。
【発明の効果】
【0015】
本発明の１つの実施形態によれば、大入熱溶接を適用しても溶接継手の十分な低温靭性を確保できる低温用ニッケル含有鋼板を提供することができ、本発明の別の１つの実施形態によれば溶接継手が十分な低温靭性を有する低温用タンク（例えば、クリーンなエネルギーであるＬＮＧ等の低温液化ガス貯蔵用タンク）を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【0016】
【図1】ＤＩ値と母材強度（降伏応力および引張強さ）の関係を示すグラフである。
【図2】式（２）の第１項の値とＭＡ面積分率の関係を示すグラフである。
【図3】式（２）の値と－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６の関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【0017】
本発明者らは上記課題を解決するため鋭意検討した。その結果、個々の元素の含有量の範囲を適正化するだけでなく、後述する式（１）で規定されるＤＩ値を適切な値とすることで母材および継手の低温靭性を損なうことなく所望の引張強さを得ることができること、さらに後述の式（２）で規定される値を所定の範囲内とすることで、大入熱溶接時のＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、島状マルテンサイト）の形成および粒界脆化を抑制し低温靭性をより確実に向上できることを見出し本発明に至ったものである。
以下、本発明の実施形態で規定する各要件について詳細に説明する。
以下、本発明の実施形態で規定する各要件について詳細に説明する。
【0018】
１．化学組成
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板は、以下に説明する化学組成を有す。
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板は、以下に説明する化学組成を有す。
【0019】
１－１．個々の元素の含有量
［Ｃ：０．０１質量％以上、０．１２質量％以下］
Ｃは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、その含有量が０．１２質量％を超えると大入熱溶接時のＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡ（島状マルテンサイト）形成を促進し、継手部の低温靭性を劣化させる。このためＣ量の上限を０．１２質量％とする。一方、Ｃは鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するためには０．０１質量％以上含有させる必要がある。したがって、Ｃ含有量は０．０１～０．１２質量％の範囲とする。なお、Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１０質量％、より好ましくは０．０８質量％である。
［Ｃ：０．０１質量％以上、０．１２質量％以下］
Ｃは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、その含有量が０．１２質量％を超えると大入熱溶接時のＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡ（島状マルテンサイト）形成を促進し、継手部の低温靭性を劣化させる。このためＣ量の上限を０．１２質量％とする。一方、Ｃは鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するためには０．０１質量％以上含有させる必要がある。したがって、Ｃ含有量は０．０１～０．１２質量％の範囲とする。なお、Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１０質量％、より好ましくは０．０８質量％である。
【0020】
［Ｓｉ：０．０１質量％以上、０．１８質量％以下］
Ｓｉは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、Ｓｉ量を０．１８質量％以下とすることにより、溶接継手部におけるＭＡ形成を抑制し、継手の低温靭性を改善する。一方でＳｉは脱酸剤として、また強度を確保する上で必要な元素であり、含有量が０．０１質量％未満であるとその効果が十分でない。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．１８質量％の範囲とする。なお、Ｓｉ含有量は低いほどＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡの形成は抑制されるため、Ｓｉ含有量の上限は好ましくは０．１４質量％である。
Ｓｉは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、Ｓｉ量を０．１８質量％以下とすることにより、溶接継手部におけるＭＡ形成を抑制し、継手の低温靭性を改善する。一方でＳｉは脱酸剤として、また強度を確保する上で必要な元素であり、含有量が０．０１質量％未満であるとその効果が十分でない。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．１８質量％の範囲とする。なお、Ｓｉ含有量は低いほどＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡの形成は抑制されるため、Ｓｉ含有量の上限は好ましくは０．１４質量％である。
【0021】
［Ｍｎ：０．２質量％以上、１．８質量％以下］
Ｍｎは鋼の焼入れ性を向上し強度を確保するために必要な元素であるが、その含有量が０．２質量％未満ではその効果が十分でなく、また１．８質量％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２～１．８質量％の範囲とする。尚、好ましいＭｎ含有量の範囲は、０．３～１．２質量％である。
Ｍｎは鋼の焼入れ性を向上し強度を確保するために必要な元素であるが、その含有量が０．２質量％未満ではその効果が十分でなく、また１．８質量％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２～１．８質量％の範囲とする。尚、好ましいＭｎ含有量の範囲は、０．３～１．２質量％である。
【0022】
［Ｐ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）］
Ｐは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、不純物として鋼中に不可避的に存在し、粒界に偏析して母材および溶接継手部の低温靭性を劣化させる。よって上限を０．０１００質量％とした。溶接継手部の低温靭性を向上するためには、Ｐの含有量は少ないほど望ましい。
Ｐは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、不純物として鋼中に不可避的に存在し、粒界に偏析して母材および溶接継手部の低温靭性を劣化させる。よって上限を０．０１００質量％とした。溶接継手部の低温靭性を向上するためには、Ｐの含有量は少ないほど望ましい。
【0023】
なお、本明細書において「０質量％を含む」とは、意図的に添加しない実施形態に係る含有量、例えば不可避不純物レベルの含有量である場合を包含する（所定の範囲内であれば意図的に添加した場合を排除するものではない）ことを意味する。
一方、本明細書において「０質量％を含まず」とは、当該元素が意図的に添加されていることを意味する。
一方、本明細書において「０質量％を含まず」とは、当該元素が意図的に添加されていることを意味する。
【0024】
［Ｓ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）］
Ｓは不可避不純物として鋼中に存在する元素であり、その含有量が多過ぎると延伸したＭｎＳが脆性破壊の起点となり、母材および溶接継手部の靭性を劣化させる。よってＳ量の上限を０．０１００質量％とした。なお、継手部の靭性を向上するためには、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。
Ｓは不可避不純物として鋼中に存在する元素であり、その含有量が多過ぎると延伸したＭｎＳが脆性破壊の起点となり、母材および溶接継手部の靭性を劣化させる。よってＳ量の上限を０．０１００質量％とした。なお、継手部の靭性を向上するためには、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。
【0025】
［Ａｌ：０．００１質量％以上、０．１００質量％以下］
Ａｌは脱酸剤であり、また結晶粒の粗大化を抑制し靭性を確保するために有効な元素であるが、その含有量が０．００１質量％未満であると十分な効果が得られない。一方で、その含有量が０．１００質量％を超える場合は、アルミナ介在物を起点として脆性破壊を生じることにより、靭性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は、０．００１～０．１００質量％の範囲とする。
Ａｌは脱酸剤であり、また結晶粒の粗大化を抑制し靭性を確保するために有効な元素であるが、その含有量が０．００１質量％未満であると十分な効果が得られない。一方で、その含有量が０．１００質量％を超える場合は、アルミナ介在物を起点として脆性破壊を生じることにより、靭性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は、０．００１～０．１００質量％の範囲とする。
【0026】
［Ｎ：０．００８０質量％以下（０質量％を含む）］
Ｎは不純物であり、ＡｌＮ等の析出物の形成を通じて、母材および溶接継手部の靭性を劣化させるため、上限を０．００８０質量％とする。なお、継手部の靭性を向上するためには、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。
Ｎは不純物であり、ＡｌＮ等の析出物の形成を通じて、母材および溶接継手部の靭性を劣化させるため、上限を０．００８０質量％とする。なお、継手部の靭性を向上するためには、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。
【0027】
［Ｎｉ：８．７５質量％以上、１０．０質量％以下］
Ｎｉは極低温における靭性（低温靭性）を確保するために添加される基本的な元素であり、本発明の実施形態ではＮｉ量を８．７５質量％以上とする。Ｎｉ量が多いほど優れた低温靭性が得られるが、１０．０質量％を超える添加では、合金コスト上昇に対する特性改善効果が小さくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、８．７５～１０．０質量％の範囲とする。なお、低温靭性確保と合金コスト抑制の観点から、より好ましいＮｉ含有量の範囲は、８．９５～９．８５質量％である。
Ｎｉは極低温における靭性（低温靭性）を確保するために添加される基本的な元素であり、本発明の実施形態ではＮｉ量を８．７５質量％以上とする。Ｎｉ量が多いほど優れた低温靭性が得られるが、１０．０質量％を超える添加では、合金コスト上昇に対する特性改善効果が小さくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、８．７５～１０．０質量％の範囲とする。なお、低温靭性確保と合金コスト抑制の観点から、より好ましいＮｉ含有量の範囲は、８．９５～９．８５質量％である。
【0028】
［Ｍｏ：０．０１質量％以上、０．１０質量％以下］
Ｍｏは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、Ｍｏを０．０１質量％以上含有させることにより溶接後の冷却過程でのＰによる粒界脆化が抑制され、靭性向上に寄与する。一方で、Ｍｏ含有量が０．１０質量％を超える場合には、炭化物形成による靭性劣化の影響の方が大きくなる。したがって、Ｍｏ含有量は、０．０１～０．１０質量％の範囲とする。なお、０．１０質量％以下の範囲であれば、Ｍｏの添加量の増加に伴い、粒界脆化抑制効果も大きくなるため、Ｍｏ含有量の下限は好ましくは０．０２質量％、より好ましくは０．０３質量％である。
Ｍｏは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、Ｍｏを０．０１質量％以上含有させることにより溶接後の冷却過程でのＰによる粒界脆化が抑制され、靭性向上に寄与する。一方で、Ｍｏ含有量が０．１０質量％を超える場合には、炭化物形成による靭性劣化の影響の方が大きくなる。したがって、Ｍｏ含有量は、０．０１～０．１０質量％の範囲とする。なお、０．１０質量％以下の範囲であれば、Ｍｏの添加量の増加に伴い、粒界脆化抑制効果も大きくなるため、Ｍｏ含有量の下限は好ましくは０．０２質量％、より好ましくは０．０３質量％である。
【0029】
［Ｃｕ：０．７０質量％以下（０質量％を含む）］
Ｃｕは不可避的不純物として鋼中に微量含まれる元素である。Ｃｕは、通常、不純物レベルとしては０．０３質量％以下程度含まれる。
一方、微量の添加であれば靭性を損なわずに強度を向上する作用があるため、必要に応じて意図的に添加してもよい。一方で、Ｃｕ含有量が０．７０質量％を超える場合は靭性を劣化させる。従って、意図的にＣｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は０．７０質量％以下（０質量％を含まず）とする。上述の強度向上の効果を確実に得るためにＣｕ含有量の下限は好ましくは０．０５質量％である。
Ｃｕは不可避的不純物として鋼中に微量含まれる元素である。Ｃｕは、通常、不純物レベルとしては０．０３質量％以下程度含まれる。
一方、微量の添加であれば靭性を損なわずに強度を向上する作用があるため、必要に応じて意図的に添加してもよい。一方で、Ｃｕ含有量が０．７０質量％を超える場合は靭性を劣化させる。従って、意図的にＣｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は０．７０質量％以下（０質量％を含まず）とする。上述の強度向上の効果を確実に得るためにＣｕ含有量の下限は好ましくは０．０５質量％である。
【0030】
［Ｃｒ：０．２０質量％以下（０質量％を含む）］
Ｃｒは不可避的不純物として鋼中に微量含まれる元素である。Ｃｒは、通常、不純物レベルとしては０．０８質量％以下程度含まれる。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上し強度を向上するため、必要に応じて意図的に添加してもよい。一方で、含有量が０．２０質量％を超える場合、靭性を劣化させる。従って、意図的にＣｒを添加する場合、Ｃｒ含有量は０．２０質量％以下（０質量％を含まず）とする。上述の効果を確実に得るためにＣｒ含有量の下限は好ましくは０．１０質量％である。
Ｃｒは不可避的不純物として鋼中に微量含まれる元素である。Ｃｒは、通常、不純物レベルとしては０．０８質量％以下程度含まれる。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上し強度を向上するため、必要に応じて意図的に添加してもよい。一方で、含有量が０．２０質量％を超える場合、靭性を劣化させる。従って、意図的にＣｒを添加する場合、Ｃｒ含有量は０．２０質量％以下（０質量％を含まず）とする。上述の効果を確実に得るためにＣｒ含有量の下限は好ましくは０．１０質量％である。
【0031】
［残部］
本発明の好ましい実施形態の１つにおいて、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｎｂ、Ｏ、Ｈ等）の混入が許容される。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
本発明の好ましい実施形態の１つにおいて、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｎｂ、Ｏ、Ｈ等）の混入が許容される。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
【0032】
１－２．ＤＩ値
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板は、下記の式（１）で表されるＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下である。
ＤＩ＝１．１６×√（［Ｃ］／１０）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） ・・・（１）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。すなわち、例えば［Ｃ］は、質量％で示されたＣの含有量を意味する。
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板は、下記の式（１）で表されるＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下である。
ＤＩ＝１．１６×√（［Ｃ］／１０）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） ・・・（１）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。すなわち、例えば［Ｃ］は、質量％で示されたＣの含有量を意味する。
【0033】
９％Ｎｉ鋼板等のニッケル含有鋼板をＬＮＧタンクの材料として使用するためには、降伏応力を５９０ＭＰａ以上、引張強さを６８０ＭＰａ以上としなければならない。一方で、材料の靭性と強度はトレードオフの関係であり、過度に強度が高い場合、母材および継手靭性の靭性を損なうため、引張強さ（ＴＳ）の上限は８３０ＭＰａ以下、より好ましくは８００ＭＰａ以下とした方がよい。
【0034】
上記式（１）に規定されるＤＩ値は、鋼材の焼入性を表すパラメータとして一般的なものであり、ＤＩ値が高いほど焼入時に材料に導入される転位密度も大きくなる。このことから、ＤＩ値を制御することによって、低温用ニッケル含有鋼板に一般的に適用される製造方法である、焼入－焼戻、焼入－中間熱処理－焼戻、または直接焼入－焼戻によって製造される低温用ニッケル含有鋼板の強度を制御することが可能である。ＤＩ値が１．０３～１．６５の範囲であれば、母材および溶接継手の靭性を損なうことなく強度を上記範囲内とすることが可能である。
【0035】
１－３．式（２）の値
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板は、式（２）を用いて計算した値（「式（２）の値」という場合がある）が７．０６以下である。
５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３＋１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１） ・・・（２）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。すなわち、例えば［Ｐ］は、質量％で示されたＰの含有量を意味する。
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板は、式（２）を用いて計算した値（「式（２）の値」という場合がある）が７．０６以下である。
５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３＋１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１） ・・・（２）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。すなわち、例えば［Ｐ］は、質量％で示されたＰの含有量を意味する。
【0036】
発明者らの検討の結果、次のことが明らかになった。
大入熱溶接を低温用ニッケル含有鋼板に適用した場合、溶接入熱量の増加に伴いＨＡＺ部の冷却速度が低下する。このため、フェライト－オーステナイトの２相状態まで加熱されるＩＣ－ＨＡＺ部において部分的に逆変態して形成されたオーステナイトの粒界から比較的高い温度域で形成される上部ベイナイトの量が増加する。この結果、未変態オーステナイトへのＣの濃縮が促進され、硬質相であるＭＡの形成が顕著となる。これによりＭＡを起点として脆性破壊が生じることにより、ＩＣ－ＨＡＺ部のシャルピー衝撃吸収エネルギーが顕著に劣化する。
大入熱溶接を低温用ニッケル含有鋼板に適用した場合、溶接入熱量の増加に伴いＨＡＺ部の冷却速度が低下する。このため、フェライト－オーステナイトの２相状態まで加熱されるＩＣ－ＨＡＺ部において部分的に逆変態して形成されたオーステナイトの粒界から比較的高い温度域で形成される上部ベイナイトの量が増加する。この結果、未変態オーステナイトへのＣの濃縮が促進され、硬質相であるＭＡの形成が顕著となる。これによりＭＡを起点として脆性破壊が生じることにより、ＩＣ－ＨＡＺ部のシャルピー衝撃吸収エネルギーが顕著に劣化する。
【0037】
上記のように、Ｃは未変態オーステナイト相へ濃縮することによりＭＡの形成を促進する。またＳｉは未変態オーステナイト相のセメンタイト化抑制を通じてＭＡを増加させることから、ＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡ低減にはＣおよびＳｉの低減が有効である。さらに、ＭＡの形成量に対する成分の影響を調査した結果、ＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡ量はＣ×Ｓｉ２．３によって整理できることが明らかとなった。したがって、式（２）の第１項「５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３」は、ＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡの形成のし易さを表す。
【0038】
また、Ｐは低温用ニッケル含有鋼において粒界脆化を引き起こすことにより靭性を低下させることが知られている。Ｍｏは旧オーステナイト粒界上においてＰと反発的相互作用を有することから、Ｐを粒界から排斥する作用を有する。本発明者らの検討の結果、微量のＭｏ添加によってＰによる粒界脆化を大きく抑制することが可能であり、粒界脆化の程度はＰとＭｏの含有量比によって決定されることが明らかとなった。したがって、式（２）の第２項「１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１）」は、Ｐによる粒界脆化の程度を示す。
【0039】
式（２）の値を７．０６以下とすることにより、大入熱溶接時のＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡの形成、および粒界脆化を抑制し、後述する実施例の実験結果（特に詳細の後述する図３の２次近似曲線）に示すように、大入熱溶接時においても－１９６℃における溶接継手のＩＣ－ＨＡＺ部のシャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６が３４Ｊ以上となりＬＮＧタンク等の極低温での靭性が要求される用途においても脆性破壊が抑制され、溶接継手の優れた靭性を確保できる。なお、シャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６が３４Ｊ以上であることは、ＡＳＴＭ規格（ＡＳＴＭ Ａ５５３／Ａ５５３Ｍ：２０２２およびＡＳＴＭ Ａ８４４／Ａ８４４Ｍ：２０２２）で規定されている９％Ｎｉ鋼（継手）のＬ方向シャルピー衝撃吸収エネルギー値の規格値（平均３４Ｊ以上）を満足することを意味する。
【0040】
２．製造方法
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板の製造に際して、上述の化学成分を満足し、式（１）に示すＤＩ値および式（２）の値が上述の適正な範囲内である限り、通常の低温用ニッケル含有鋼板の製造に適用している周知の製造方法を用いることができる。
例えば、上記の要件を満たす、スラブ等の鋼片に熱間圧延を施し所定の板厚の熱延鋼板とした後、当該熱延鋼板をＡｃ３点以上の温度域に加熱して焼入れた後、Ａｃ１点以下の温度域にて焼戻すことによって得ることができる。
また、焼入と焼戻の間に、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の２相域から焼入れる工程を含んでもよく、または熱間圧延後の熱延鋼板をオンラインで直接焼入れた後、Ａｃ１点以下の温度域で焼戻すことにより製造してもよい。
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板の製造に際して、上述の化学成分を満足し、式（１）に示すＤＩ値および式（２）の値が上述の適正な範囲内である限り、通常の低温用ニッケル含有鋼板の製造に適用している周知の製造方法を用いることができる。
例えば、上記の要件を満たす、スラブ等の鋼片に熱間圧延を施し所定の板厚の熱延鋼板とした後、当該熱延鋼板をＡｃ３点以上の温度域に加熱して焼入れた後、Ａｃ１点以下の温度域にて焼戻すことによって得ることができる。
また、焼入と焼戻の間に、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の２相域から焼入れる工程を含んでもよく、または熱間圧延後の熱延鋼板をオンラインで直接焼入れた後、Ａｃ１点以下の温度域で焼戻すことにより製造してもよい。
【0041】
このようにして得られた本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板を用い、これらを溶接することで本発明の実施形態に係る低温用タンク（例えば、クリーンなエネルギーであるＬＮＧ等の低温液化ガス貯蔵用タンク）を得ることができる。とりわけ、本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板を用いることで、溶接を大入熱溶接法により実施しても溶接継手が優れた低温靭性を有し、従って、十分な低温靭性を有する低温用タンクを得ることができる。
【0042】
なお、大入熱溶接とは、例えば、一般財団法人日本海事協会発行の「２０２１ 鋼船規則 Ｍ編」１６ページの表Ｍ４．２ 備考（６）に記載されているように、溶接入熱量が５０ｋＪ／ｃｍを超える溶接法を意味する。
【実施例0043】
１．サンプル作製
表１に示す化学組成を有する、転炉-連続鋳造により作製した連鋳スラブまたは真空溶製スラブを１０００℃以上１２００℃以下まで加熱した後熱間圧延により、表２に示す板厚に圧延し、空冷により室温まで冷却し熱延サンプルを得た。表１にはそれぞれのサンプルの式（１）を用いて計算したＤＩ値、式（２）の第１項「５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３」の値（表１の「式（２）の第１項」欄）、式（２）の第２項「１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１）」（表１の「式（２）の第２項」欄）および式（２）の値も記載した。
表１に示す化学組成を有する、転炉-連続鋳造により作製した連鋳スラブまたは真空溶製スラブを１０００℃以上１２００℃以下まで加熱した後熱間圧延により、表２に示す板厚に圧延し、空冷により室温まで冷却し熱延サンプルを得た。表１にはそれぞれのサンプルの式（１）を用いて計算したＤＩ値、式（２）の第１項「５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３」の値（表１の「式（２）の第１項」欄）、式（２）の第２項「１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１）」（表１の「式（２）の第２項」欄）および式（２）の値も記載した。
【0044】
次に、得られた熱延サンプルを７８０℃に加熱後水焼入を行い、５９０℃で焼戻を行って鋼板サンプルを得た。なお、鋼板サンプルの製造条件の詳細は表２に示した。
得られた鋼板サンプルのｔ／４位置（鋼板の表面（主面）から中心に向かって板厚ｔの４分の１の距離にある位置）から、板厚方向を１２ｍｍとして、圧延方向が５５ｍｍ方向と平行となるよう１２ｍｍ×３３ｍｍ×５５ｍｍのサイズで切り出した熱サイクル試験用サンプルを得た。
また、鋼板サンプルのｔ／４位置の圧延方向と直角な方向から棒状試験片を採取しこれを引張試験用サンプルとした。
得られた鋼板サンプルのｔ／４位置（鋼板の表面（主面）から中心に向かって板厚ｔの４分の１の距離にある位置）から、板厚方向を１２ｍｍとして、圧延方向が５５ｍｍ方向と平行となるよう１２ｍｍ×３３ｍｍ×５５ｍｍのサイズで切り出した熱サイクル試験用サンプルを得た。
また、鋼板サンプルのｔ／４位置の圧延方向と直角な方向から棒状試験片を採取しこれを引張試験用サンプルとした。
【0045】
【表1】
【0046】
２．サンプル評価
（低温靭性評価）
上述の熱サイクル試験用サンプルを高周波加熱により９５０℃まで５０℃／秒の昇温速度で加熱し１０秒保持した後、９５０℃から９００℃までを６秒、９００℃から８００℃までを８０秒、８００℃から５００℃までを２４０秒、５００℃から５０℃までを７６５秒で冷却することにより、入熱約３８０ｋＪ／ｃｍでの１パス溶接における溶接継手ＩＣ－ＨＡＺ部の再現熱履歴を付与した。その後、それぞれの熱サイクル試験用サンプルからＪＩＳ２２４２：２０１８に則ったＶノッチシャルピー標準試験用サンプルを作製した。そして、Ｖノッチシャルピー標準試験用サンプルを用い、－１９６℃でのシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６を測定した。１種類のサンプルについて（１つのサンプルＮｏ．について）衝撃試験は３回行った。３回の試験それぞれのｖＥ－１９６の測定結果を表２の「ｅａｃｈ」欄に、平均値を表２の「ａｖｅ．」欄に示す。
（低温靭性評価）
上述の熱サイクル試験用サンプルを高周波加熱により９５０℃まで５０℃／秒の昇温速度で加熱し１０秒保持した後、９５０℃から９００℃までを６秒、９００℃から８００℃までを８０秒、８００℃から５００℃までを２４０秒、５００℃から５０℃までを７６５秒で冷却することにより、入熱約３８０ｋＪ／ｃｍでの１パス溶接における溶接継手ＩＣ－ＨＡＺ部の再現熱履歴を付与した。その後、それぞれの熱サイクル試験用サンプルからＪＩＳ２２４２：２０１８に則ったＶノッチシャルピー標準試験用サンプルを作製した。そして、Ｖノッチシャルピー標準試験用サンプルを用い、－１９６℃でのシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６を測定した。１種類のサンプルについて（１つのサンプルＮｏ．について）衝撃試験は３回行った。３回の試験それぞれのｖＥ－１９６の測定結果を表２の「ｅａｃｈ」欄に、平均値を表２の「ａｖｅ．」欄に示す。
【0047】
（ＭＡ面積分率）
上述の再現熱履歴を付与した後の熱サイクル試験用サンプルのＭＡ量を測定した。再現熱履歴を付与した熱サイクル試験用サンプルの端部３ｍｍを除く位置について、湿式研磨後にレペラー腐食を行い、１５５μｍ×２０２μｍの領域を光学顕微鏡によって倍率４００倍で組織観察しコントラストからＭＡを識別し、ＭＡの面積分率を求めた。その結果を表２に示す。
上述の再現熱履歴を付与した後の熱サイクル試験用サンプルのＭＡ量を測定した。再現熱履歴を付与した熱サイクル試験用サンプルの端部３ｍｍを除く位置について、湿式研磨後にレペラー腐食を行い、１５５μｍ×２０２μｍの領域を光学顕微鏡によって倍率４００倍で組織観察しコントラストからＭＡを識別し、ＭＡの面積分率を求めた。その結果を表２に示す。
【0048】
（引張試験）
上述の棒状試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０２２に準じた引張試験により、降伏応力および引張強さを測定した。測定した結果を「母材強度」（溶接継手ＩＣ－ＨＡＺ部の再現熱履歴を付与する前の材料の強度）として表２に示す。
上述の棒状試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０２２に準じた引張試験により、降伏応力および引張強さを測定した。測定した結果を「母材強度」（溶接継手ＩＣ－ＨＡＺ部の再現熱履歴を付与する前の材料の強度）として表２に示す。
【0049】
図１にＤＩ値と母材強度（降伏応力および引張強さ）の関係を示し、図２に式（２）の第１項の値とＭＡ面積分率の関係を示し、図３に式（２）の値と－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６（３サンプルの平均値）の関係を示す。図３の点線は２次近似曲線である。
【0050】
（良否判定）
母材強度については、降伏応力：５９０ＭＰａ以上および引張強さ：６８０ＭＰａ以上８３０ＭＰａ以下であり、且つ－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６については平均値が３４Ｊ以上および３つのサンプル全てのｖＥ－１９６が２７Ｊ以上であるサンプルを「良好」、いずれか１つでも満足しないサンプルを「不良」判断し、良否判定結果を表２に示す。
母材強度については、降伏応力：５９０ＭＰａ以上および引張強さ：６８０ＭＰａ以上８３０ＭＰａ以下であり、且つ－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６については平均値が３４Ｊ以上および３つのサンプル全てのｖＥ－１９６が２７Ｊ以上であるサンプルを「良好」、いずれか１つでも満足しないサンプルを「不良」判断し、良否判定結果を表２に示す。
【0051】
【表2】
【0052】
表１および表２から分かるように、本発明の実施形態が規定する化学組成を有し、ＤＩ値および式（２）の値が所定の範囲内にある、サンプルＮｏ．１～８は、十分な強度と低温靭性を有している。すなわち、ＬＮＧ等の低温用タンクに適用するために必要な構造材料としての強度を備え、かつ大入熱溶接時に靭性劣化の生じやすいＩＣ－ＨＡＺ部の熱履歴を付与した際にも低温用タンクとして十分な低温靭性を確保できるため、大入熱溶接適用による溶接施工効率の向上に資するといえる。
【0053】
一方、サンプルＮｏ．９はＳｉが過剰で、Ｍｏが過少であり、式（２）の値も所定の範囲から外れている。このため、大入熱溶接の熱履歴を付与した場合のＭＡの形成が顕著であり、さらにＰによる粒界脆化の影響が大きく、大入熱溶接を適用した際に十分な低温靭性を確保することができない。
また、サンプルＮｏ．１０は、Ｐに対するＭｏの含有量比が小さいため式（２）の値が所定の範囲から外れている。このため、Ｐによる粒界脆化の影響が顕著となり、大入熱溶接を適用した際に十分な低温靭性を確保することができない。
また、サンプルＮｏ．１０は、Ｐに対するＭｏの含有量比が小さいため式（２）の値が所定の範囲から外れている。このため、Ｐによる粒界脆化の影響が顕著となり、大入熱溶接を適用した際に十分な低温靭性を確保することができない。
【図1】
【図2】
【図3】
【手続補正書】
【提出日】2024-03-01
【手続補正1】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｃ ：０．０１～０．１２質量％、
Ｓｉ：０．０１～０．１８質量％、
Ｍｎ：０．２～１．８質量％、
Ｐ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００１～０．１００質量％、
Ｎ ：０．００８０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｍｏ：０．０１～０．１０質量％、
Ｎｉ：８．７５～１０．０質量％、
Ｃｕ：０．７０質量％以下（０質量％を含む）、および
Ｃｒ：０．２０質量％以下（０質量％を含む）
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で表されるＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下であり、且つ下記の式（２）を用いて計算した値が７．０６以下である低温用ニッケル含有鋼板。
ＤＩ＝１．１６×√（［Ｃ］／１０）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） ・・・（１）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３＋１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１） ・・・（２）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
Ｓｉ：０．０１～０．１８質量％、
Ｍｎ：０．２～１．８質量％、
Ｐ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００１～０．１００質量％、
Ｎ ：０．００８０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｍｏ：０．０１～０．１０質量％、
Ｎｉ：８．７５～１０．０質量％、
Ｃｕ：０．７０質量％以下（０質量％を含む）、および
Ｃｒ：０．２０質量％以下（０質量％を含む）
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で表されるＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下であり、且つ下記の式（２）を用いて計算した値が７．０６以下である低温用ニッケル含有鋼板。
ＤＩ＝１．１６×√（［Ｃ］／１０）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） ・・・（１）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３＋１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１） ・・・（２）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
【請求項2】
請求項１に記載の低温用ニッケル含有鋼板を用いた低温用タンク。
【手続補正2】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本開示は、低温用ニッケル含有鋼板およびこれを用いた低温用タンクに関する。
【背景技術】
【0002】
近年、国内ではエネルギー産業の規制緩和が進み、二酸化炭素（ＣＯ２）排出係数が大きい石炭や石油から排出係数が小さいクリーンなエネルギーであるＬＮＧへのシフトが進んでいる。また、世界中で環境保護活動が活発化していることもあり、液化天然ガス（ＬＮＧ）の需要が拡大している。このため、舶用ＬＮＧ燃料タンク向け等に用いることができる極低温（－１９６℃）で用いる低温用タンクの建造が増加している。９％Ｎｉ鋼に代表されるような低温用ニッケル含有鋼板は極低温における靭性、すなわち低温靭性に優れることから、ＬＮＧ等の液化低温ガスの輸送用および貯蔵用タンクの材料として広く使用されている。ＬＮＧタンクは、安全性に特に配慮した設計施工がなされており、従って、使用される鋼材および溶接材料に加え、溶接継手においても低温靭性が重要視されており、ＡＳＴＭ（米国材料試験協会規格）を始めとした各規格においてもシャルピー衝撃吸収エネルギー値が規定されている。
【0003】
このようなニッケル含有鋼板を用いて低温用タンク等の構造物を建造する際には溶接作業が不可欠であり、溶接により生じる溶接継手部（溶接部）の低温靭性を確保することが不可欠である。
【0004】
特許文献１は、２相域ＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ ｒｅｈｅａｔｅｄ Ｈｅａｔ－Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、以下「ＩＣ－ＨＡＺ」という場合がある。）の低温靭性を向上する方法として、ＳｉおよびＰの低減が有効であることを開示している。特許文献１には、ＩＣ－ＨＡＺ部において局部的に生成するマルテンサイトの微細化が低温靭性改善に寄与することも記載されている。
【0005】
特許文献２はＨＡＺ部のＣＴＯＤ特性を改善できる方法として、Ｓｉの低減およびＭｏの添加を開示している。
【0006】
特許文献３には、９％Ｎｉ鋼の製造方法として低Ｓｉ化により溶接継手部の靭性が改善することが記載されている。低Ｓｉ化によってフェライトおよびオーステナイトの２相域に加熱されたＨＡＺ部のＭＡ量が減少することが示されている。
【0007】
特許文献４は、Ｔｏｅ部（止端部）のＨＡＺ靭性を改善する方法として、Ｓｉ、ＡｌおよびＮの低減を開示している。ＳｉおよびＡｌ低減によるオートテンパーの促進、およびＡｌＮ介在物の低減による効果であることも示されている。
【0008】
特許文献５は、母材および溶接継手部の靭性を改善する方法として、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＭｏの含有量を制御することを開示している。Ｍｏ添加による焼戻時の組織微細化と、硬化相の生成の抑制による効果であることも示されている。
【0009】
特許文献６は、母材および溶接継手部の靭性に優れる９％Ｎｉ鋼の製造方法として、Ｓｉの削減と２段階の熱間圧延を施す方法を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0010】
【特許文献1】特開昭６１－２３８９１１号公報
【特許文献2】特開平４－３７１５２０号公報
【特許文献3】特開平７－１２６７４９号公報
【特許文献4】特許第５１２６７８０号公報
【特許文献5】特開２００２－１２９２８０号公報
【特許文献6】特開２０１３－１４２１９７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0011】
クリーンなエネルギーであるＬＮＧ等の低温用タンク製造に際して、溶接部の大半を占めるタンク側板縦継手および側板横継手の溶接施工法は、自動ＴＩＧ溶接（ＧＴＡＷ）およびＳＡＷが主流である。しかしながら、ＧＴＡＷは能率に劣る溶接方法であることに加え、ＳＡＷにおいても溶接熱影響部からの脆性破壊発生リスクを低減するため、最大入熱は５０ｋＪ／ｃｍ以下で施工されるため、能率に劣るという問題がある。このため、施工効率向上および溶接コスト低減を目的に溶接入熱量が５０ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を適用したいとの要望が強くなっている。しかし、大入熱溶接では溶接による熱影響部の影響が従来の溶接法（低入熱溶接）と比べてより大きく、十分な低温靭性を確保することが困難であるという問題がある。特許文献１～６が開示するニッケル含有鋼板はいずれも溶接入熱量が５０ｋＪ／ｃｍ以下の低入熱溶接継手を対象に評価を実施しており、低温用ニッケル含有鋼板を大入熱溶接する際に最も靭性の劣化するＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡの形成抑制、およびＰによる粒界脆化の観点から十分な検討がされていない。それゆえ特許文献１～６に記載の鋼板では、大入熱溶接を適用した際にタンクの脆性破壊を抑制するのに十分な溶接継手の低温靭性を確保できない虞がある。
【0012】
本開示は、このような状況に鑑みてなされたものであり、大入熱溶接を適用しても溶接継手の十分な低温靭性を確保できる低温用ニッケル含有鋼板および当該鋼板を使用した低温用タンクを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0013】
本発明の態様１は、
Ｃ ：０．０１～０．１２質量％、
Ｓｉ：０．０１～０．１８質量％、
Ｍｎ：０．２～１．８質量％、
Ｐ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００１～０．１００質量％、
Ｎ ：０．００８０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｍｏ：０．０１～０．１０質量％、
Ｎｉ：８．７５～１０．０質量％、
Ｃｕ：０．７０質量％以下（０質量％を含む）、および
Ｃｒ：０．２０質量％以下（０質量％を含む）
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で表されるＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下であり、且つ下記の式（２）を用いて計算した値が７．０６以下である低温用ニッケル含有鋼板である。
ＤＩ＝１．１６×√（［Ｃ］／１０）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） ・・・（１）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３＋１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１） ・・・（２）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
Ｃ ：０．０１～０．１２質量％、
Ｓｉ：０．０１～０．１８質量％、
Ｍｎ：０．２～１．８質量％、
Ｐ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．００１～０．１００質量％、
Ｎ ：０．００８０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｍｏ：０．０１～０．１０質量％、
Ｎｉ：８．７５～１０．０質量％、
Ｃｕ：０．７０質量％以下（０質量％を含む）、および
Ｃｒ：０．２０質量％以下（０質量％を含む）
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で表されるＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下であり、且つ下記の式（２）を用いて計算した値が７．０６以下である低温用ニッケル含有鋼板である。
ＤＩ＝１．１６×√（［Ｃ］／１０）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） ・・・（１）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３＋１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１） ・・・（２）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。
【0014】
本発明の態様２は、態様１に記載の低温用ニッケル含有鋼板を用いた低温用タンクである。
【発明の効果】
【0015】
本発明の１つの実施形態によれば、大入熱溶接を適用しても溶接継手の十分な低温靭性を確保できる低温用ニッケル含有鋼板を提供することができ、本発明の別の１つの実施形態によれば溶接継手が十分な低温靭性を有する低温用タンク（例えば、クリーンなエネルギーであるＬＮＧ等の低温液化ガス貯蔵用タンク）を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【0016】
【図1】ＤＩ値と母材強度（降伏応力および引張強さ）の関係を示すグラフである。
【図2】式（２）の第１項の値とＭＡ面積分率の関係を示すグラフである。
【図3】式（２）の値と－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６の関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【0017】
本発明者らは上記課題を解決するため鋭意検討した。その結果、個々の元素の含有量の範囲を適正化するだけでなく、後述する式（１）で規定されるＤＩ値を適切な値とすることで母材および継手の低温靭性を損なうことなく所望の引張強さを得ることができること、さらに後述の式（２）で規定される値を所定の範囲内とすることで、大入熱溶接時のＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、島状マルテンサイト）の形成および粒界脆化を抑制し低温靭性をより確実に向上できることを見出し本発明に至ったものである。
以下、本発明の実施形態で規定する各要件について詳細に説明する。
以下、本発明の実施形態で規定する各要件について詳細に説明する。
【0018】
１．化学組成
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板は、以下に説明する化学組成を有す。
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板は、以下に説明する化学組成を有す。
【0019】
１－１．個々の元素の含有量
［Ｃ：０．０１質量％以上、０．１２質量％以下］
Ｃは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、その含有量が０．１２質量％を超えると大入熱溶接時のＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡ（島状マルテンサイト）形成を促進し、継手部の低温靭性を劣化させる。このためＣ量の上限を０．１２質量％とする。一方、Ｃは鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するためには０．０１質量％以上含有させる必要がある。したがって、Ｃ含有量は０．０１～０．１２質量％の範囲とする。なお、Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１０質量％、より好ましくは０．０８質量％である。
［Ｃ：０．０１質量％以上、０．１２質量％以下］
Ｃは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、その含有量が０．１２質量％を超えると大入熱溶接時のＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡ（島状マルテンサイト）形成を促進し、継手部の低温靭性を劣化させる。このためＣ量の上限を０．１２質量％とする。一方、Ｃは鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するためには０．０１質量％以上含有させる必要がある。したがって、Ｃ含有量は０．０１～０．１２質量％の範囲とする。なお、Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１０質量％、より好ましくは０．０８質量％である。
【0020】
［Ｓｉ：０．０１質量％以上、０．１８質量％以下］
Ｓｉは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、Ｓｉ量を０．１８質量％以下とすることにより、溶接継手部におけるＭＡ形成を抑制し、継手の低温靭性を改善する。一方でＳｉは脱酸剤として、また強度を確保する上で必要な元素であり、含有量が０．０１質量％未満であるとその効果が十分でない。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．１８質量％の範囲とする。なお、Ｓｉ含有量は低いほどＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡの形成は抑制されるため、Ｓｉ含有量の上限は好ましくは０．１４質量％である。
Ｓｉは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、Ｓｉ量を０．１８質量％以下とすることにより、溶接継手部におけるＭＡ形成を抑制し、継手の低温靭性を改善する。一方でＳｉは脱酸剤として、また強度を確保する上で必要な元素であり、含有量が０．０１質量％未満であるとその効果が十分でない。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．１８質量％の範囲とする。なお、Ｓｉ含有量は低いほどＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡの形成は抑制されるため、Ｓｉ含有量の上限は好ましくは０．１４質量％である。
【0021】
［Ｍｎ：０．２質量％以上、１．８質量％以下］
Ｍｎは鋼の焼入れ性を向上し強度を確保するために必要な元素であるが、その含有量が０．２質量％未満ではその効果が十分でなく、また１．８質量％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２～１．８質量％の範囲とする。尚、好ましいＭｎ含有量の範囲は、０．３～１．２質量％である。
Ｍｎは鋼の焼入れ性を向上し強度を確保するために必要な元素であるが、その含有量が０．２質量％未満ではその効果が十分でなく、また１．８質量％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２～１．８質量％の範囲とする。尚、好ましいＭｎ含有量の範囲は、０．３～１．２質量％である。
【0022】
［Ｐ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）］
Ｐは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、不純物として鋼中に不可避的に存在し、粒界に偏析して母材および溶接継手部の低温靭性を劣化させる。よって上限を０．０１００質量％とした。溶接継手部の低温靭性を向上するためには、Ｐの含有量は少ないほど望ましい。
Ｐは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、不純物として鋼中に不可避的に存在し、粒界に偏析して母材および溶接継手部の低温靭性を劣化させる。よって上限を０．０１００質量％とした。溶接継手部の低温靭性を向上するためには、Ｐの含有量は少ないほど望ましい。
【0023】
なお、本明細書において「０質量％を含む」とは、意図的に添加しない実施形態に係る含有量、例えば不可避不純物レベルの含有量である場合を包含する（所定の範囲内であれば意図的に添加した場合を排除するものではない）ことを意味する。
一方、本明細書において「０質量％を含まず」とは、当該元素が意図的に添加されていることを意味する。
一方、本明細書において「０質量％を含まず」とは、当該元素が意図的に添加されていることを意味する。
【0024】
［Ｓ：０．０１００質量％以下（０質量％を含む）］
Ｓは不可避不純物として鋼中に存在する元素であり、その含有量が多過ぎると延伸したＭｎＳが脆性破壊の起点となり、母材および溶接継手部の靭性を劣化させる。よってＳ量の上限を０．０１００質量％とした。なお、継手部の靭性を向上するためには、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。
Ｓは不可避不純物として鋼中に存在する元素であり、その含有量が多過ぎると延伸したＭｎＳが脆性破壊の起点となり、母材および溶接継手部の靭性を劣化させる。よってＳ量の上限を０．０１００質量％とした。なお、継手部の靭性を向上するためには、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。
【0025】
［Ａｌ：０．００１質量％以上、０．１００質量％以下］
Ａｌは脱酸剤であり、また結晶粒の粗大化を抑制し靭性を確保するために有効な元素であるが、その含有量が０．００１質量％未満であると十分な効果が得られない。一方で、その含有量が０．１００質量％を超える場合は、アルミナ介在物を起点として脆性破壊を生じることにより、靭性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は、０．００１～０．１００質量％の範囲とする。
Ａｌは脱酸剤であり、また結晶粒の粗大化を抑制し靭性を確保するために有効な元素であるが、その含有量が０．００１質量％未満であると十分な効果が得られない。一方で、その含有量が０．１００質量％を超える場合は、アルミナ介在物を起点として脆性破壊を生じることにより、靭性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は、０．００１～０．１００質量％の範囲とする。
【0026】
［Ｎ：０．００８０質量％以下（０質量％を含む）］
Ｎは不純物であり、ＡｌＮ等の析出物の形成を通じて、母材および溶接継手部の靭性を劣化させるため、上限を０．００８０質量％とする。なお、継手部の靭性を向上するためには、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。
Ｎは不純物であり、ＡｌＮ等の析出物の形成を通じて、母材および溶接継手部の靭性を劣化させるため、上限を０．００８０質量％とする。なお、継手部の靭性を向上するためには、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。
【0027】
［Ｎｉ：８．７５質量％以上、１０．０質量％以下］
Ｎｉは極低温における靭性（低温靭性）を確保するために添加される基本的な元素であり、本発明の実施形態ではＮｉ量を８．７５質量％以上とする。Ｎｉ量が多いほど優れた低温靭性が得られるが、１０．０質量％を超える添加では、合金コスト上昇に対する特性改善効果が小さくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、８．７５～１０．０質量％の範囲とする。なお、低温靭性確保と合金コスト抑制の観点から、より好ましいＮｉ含有量の範囲は、８．９５～９．８５質量％である。
Ｎｉは極低温における靭性（低温靭性）を確保するために添加される基本的な元素であり、本発明の実施形態ではＮｉ量を８．７５質量％以上とする。Ｎｉ量が多いほど優れた低温靭性が得られるが、１０．０質量％を超える添加では、合金コスト上昇に対する特性改善効果が小さくなる。したがって、Ｎｉ含有量は、８．７５～１０．０質量％の範囲とする。なお、低温靭性確保と合金コスト抑制の観点から、より好ましいＮｉ含有量の範囲は、８．９５～９．８５質量％である。
【0028】
［Ｍｏ：０．０１質量％以上、０．１０質量％以下］
Ｍｏは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、Ｍｏを０．０１質量％以上含有させることにより溶接後の冷却過程でのＰによる粒界脆化が抑制され、靭性向上に寄与する。一方で、Ｍｏ含有量が０．１０質量％を超える場合には、炭化物形成による靭性劣化の影響の方が大きくなる。したがって、Ｍｏ含有量は、０．０１～０．１０質量％の範囲とする。なお、０．１０質量％以下の範囲であれば、Ｍｏの添加量の増加に伴い、粒界脆化抑制効果も大きくなるため、Ｍｏ含有量の下限は好ましくは０．０２質量％、より好ましくは０．０３質量％である。
Ｍｏは本発明に係る実施形態の特徴を示す元素の一つであり、Ｍｏを０．０１質量％以上含有させることにより溶接後の冷却過程でのＰによる粒界脆化が抑制され、靭性向上に寄与する。一方で、Ｍｏ含有量が０．１０質量％を超える場合には、炭化物形成による靭性劣化の影響の方が大きくなる。したがって、Ｍｏ含有量は、０．０１～０．１０質量％の範囲とする。なお、０．１０質量％以下の範囲であれば、Ｍｏの添加量の増加に伴い、粒界脆化抑制効果も大きくなるため、Ｍｏ含有量の下限は好ましくは０．０２質量％、より好ましくは０．０３質量％である。
【0029】
［Ｃｕ：０．７０質量％以下（０質量％を含む）］
Ｃｕは不可避的不純物として鋼中に微量含まれる元素である。Ｃｕは、通常、不純物レベルとしては０．０３質量％以下程度含まれる。
一方、微量の添加であれば靭性を損なわずに強度を向上する作用があるため、必要に応じて意図的に添加してもよい。一方で、Ｃｕ含有量が０．７０質量％を超える場合は靭性を劣化させる。従って、意図的にＣｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は０．７０質量％以下（０質量％を含まず）とする。上述の強度向上の効果を確実に得るためにＣｕ含有量の下限は好ましくは０．０５質量％である。
Ｃｕは不可避的不純物として鋼中に微量含まれる元素である。Ｃｕは、通常、不純物レベルとしては０．０３質量％以下程度含まれる。
一方、微量の添加であれば靭性を損なわずに強度を向上する作用があるため、必要に応じて意図的に添加してもよい。一方で、Ｃｕ含有量が０．７０質量％を超える場合は靭性を劣化させる。従って、意図的にＣｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は０．７０質量％以下（０質量％を含まず）とする。上述の強度向上の効果を確実に得るためにＣｕ含有量の下限は好ましくは０．０５質量％である。
【0030】
［Ｃｒ：０．２０質量％以下（０質量％を含む）］
Ｃｒは不可避的不純物として鋼中に微量含まれる元素である。Ｃｒは、通常、不純物レベルとしては０．０８質量％以下程度含まれる。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上し強度を向上するため、必要に応じて意図的に添加してもよい。一方で、含有量が０．２０質量％を超える場合、靭性を劣化させる。従って、意図的にＣｒを添加する場合、Ｃｒ含有量は０．２０質量％以下（０質量％を含まず）とする。上述の効果を確実に得るためにＣｒ含有量の下限は好ましくは０．１０質量％である。
Ｃｒは不可避的不純物として鋼中に微量含まれる元素である。Ｃｒは、通常、不純物レベルとしては０．０８質量％以下程度含まれる。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上し強度を向上するため、必要に応じて意図的に添加してもよい。一方で、含有量が０．２０質量％を超える場合、靭性を劣化させる。従って、意図的にＣｒを添加する場合、Ｃｒ含有量は０．２０質量％以下（０質量％を含まず）とする。上述の効果を確実に得るためにＣｒ含有量の下限は好ましくは０．１０質量％である。
【0031】
［残部］
本発明の好ましい実施形態の１つにおいて、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｎｂ、Ｏ、Ｈ等）の混入が許容される。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
本発明の好ましい実施形態の１つにおいて、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｎｂ、Ｏ、Ｈ等）の混入が許容される。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
【0032】
１－２．ＤＩ値
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板は、下記の式（１）で表されるＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下である。
ＤＩ＝１．１６×√（［Ｃ］／１０）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） ・・・（１）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。すなわち、例えば［Ｃ］は、質量％で示されたＣの含有量を意味する。
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板は、下記の式（１）で表されるＤＩ値が１．０３以上、１．６５以下である。
ＤＩ＝１．１６×√（［Ｃ］／１０）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．３３［Ｍｎ］＋１）×（０．３５［Ｃｕ］＋１）×（０．３６［Ｎｉ］＋１）×（２．１６［Ｃｒ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００［Ｂ］＋１） ・・・（１）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。すなわち、例えば［Ｃ］は、質量％で示されたＣの含有量を意味する。
【0033】
９％Ｎｉ鋼板等のニッケル含有鋼板をＬＮＧタンクの材料として使用するためには、降伏応力を５９０ＭＰａ以上、引張強さを６８０ＭＰａ以上としなければならない。一方で、材料の靭性と強度はトレードオフの関係であり、過度に強度が高い場合、母材および継手靭性の靭性を損なうため、引張強さ（ＴＳ）の上限は８３０ＭＰａ以下、より好ましくは８００ＭＰａ以下とした方がよい。
【0034】
上記式（１）に規定されるＤＩ値は、鋼材の焼入性を表すパラメータとして一般的なものであり、ＤＩ値が高いほど焼入時に材料に導入される転位密度も大きくなる。このことから、ＤＩ値を制御することによって、低温用ニッケル含有鋼板に一般的に適用される製造方法である、焼入－焼戻、焼入－中間熱処理－焼戻、または直接焼入－焼戻によって製造される低温用ニッケル含有鋼板の強度を制御することが可能である。ＤＩ値が１．０３～１．６５の範囲であれば、母材および溶接継手の靭性を損なうことなく強度を上記範囲内とすることが可能である。
【0035】
１－３．式（２）の値
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板は、式（２）を用いて計算した値（「式（２）の値」という場合がある）が７．０６以下である。
５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３＋１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１） ・・・（２）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。すなわち、例えば［Ｐ］は、質量％で示されたＰの含有量を意味する。
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板は、式（２）を用いて計算した値（「式（２）の値」という場合がある）が７．０６以下である。
５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３＋１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１） ・・・（２）
ここで［ ］はその内部に示された元素の質量％で示された含有量である。すなわち、例えば［Ｐ］は、質量％で示されたＰの含有量を意味する。
【0036】
発明者らの検討の結果、次のことが明らかになった。
大入熱溶接を低温用ニッケル含有鋼板に適用した場合、溶接入熱量の増加に伴いＨＡＺ部の冷却速度が低下する。このため、フェライト－オーステナイトの２相状態まで加熱されるＩＣ－ＨＡＺ部において部分的に逆変態して形成されたオーステナイトの粒界から比較的高い温度域で形成される上部ベイナイトの量が増加する。この結果、未変態オーステナイトへのＣの濃縮が促進され、硬質相であるＭＡの形成が顕著となる。これによりＭＡを起点として脆性破壊が生じることにより、ＩＣ－ＨＡＺ部のシャルピー衝撃吸収エネルギーが顕著に劣化する。
大入熱溶接を低温用ニッケル含有鋼板に適用した場合、溶接入熱量の増加に伴いＨＡＺ部の冷却速度が低下する。このため、フェライト－オーステナイトの２相状態まで加熱されるＩＣ－ＨＡＺ部において部分的に逆変態して形成されたオーステナイトの粒界から比較的高い温度域で形成される上部ベイナイトの量が増加する。この結果、未変態オーステナイトへのＣの濃縮が促進され、硬質相であるＭＡの形成が顕著となる。これによりＭＡを起点として脆性破壊が生じることにより、ＩＣ－ＨＡＺ部のシャルピー衝撃吸収エネルギーが顕著に劣化する。
【0037】
上記のように、Ｃは未変態オーステナイト相へ濃縮することによりＭＡの形成を促進する。またＳｉは未変態オーステナイト相のセメンタイト化抑制を通じてＭＡを増加させることから、ＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡ低減にはＣおよびＳｉの低減が有効である。さらに、ＭＡの形成量に対する成分の影響を調査した結果、ＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡ量はＣ×Ｓｉ２．３によって整理できることが明らかとなった。したがって、式（２）の第１項「５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３」は、ＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡの形成のし易さを表す。
【0038】
また、Ｐは低温用ニッケル含有鋼において粒界脆化を引き起こすことにより靭性を低下させることが知られている。Ｍｏは旧オーステナイト粒界上においてＰと反発的相互作用を有することから、Ｐを粒界から排斥する作用を有する。本発明者らの検討の結果、微量のＭｏ添加によってＰによる粒界脆化を大きく抑制することが可能であり、粒界脆化の程度はＰとＭｏの含有量比によって決定されることが明らかとなった。したがって、式（２）の第２項「１．５×１０１０×［Ｐ］３．５／√（１３３［Ｍｏ］＋１）」は、Ｐによる粒界脆化の程度を示す。
【0039】
式（２）の値を７．０６以下とすることにより、大入熱溶接時のＩＣ－ＨＡＺ部におけるＭＡの形成、および粒界脆化を抑制し、後述する実施例の実験結果（特に詳細の後述する図３の２次近似曲線）に示すように、大入熱溶接時においても－１９６℃における溶接継手のＩＣ－ＨＡＺ部のシャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６が３４Ｊ以上となりＬＮＧタンク等の極低温での靭性が要求される用途においても脆性破壊が抑制され、溶接継手の優れた靭性を確保できる。なお、シャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６が３４Ｊ以上であることは、ＡＳＴＭ規格（ＡＳＴＭ Ａ５５３／Ａ５５３Ｍ：２０２２およびＡＳＴＭ Ａ８４４／Ａ８４４Ｍ：２０２２）で規定されている９％Ｎｉ鋼（継手）のＬ方向シャルピー衝撃吸収エネルギー値の規格値（平均３４Ｊ以上）を満足することを意味する。
【0040】
２．製造方法
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板の製造に際して、上述の化学成分を満足し、式（１）に示すＤＩ値および式（２）の値が上述の適正な範囲内である限り、通常の低温用ニッケル含有鋼板の製造に適用している周知の製造方法を用いることができる。
例えば、上記の要件を満たす、スラブ等の鋼片に熱間圧延を施し所定の板厚の熱延鋼板とした後、当該熱延鋼板をＡｃ３点以上の温度域に加熱して焼入れた後、Ａｃ１点以下の温度域にて焼戻すことによって得ることができる。
また、焼入と焼戻の間に、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の２相域から焼入れる工程を含んでもよく、または熱間圧延後の熱延鋼板をオンラインで直接焼入れた後、Ａｃ１点以下の温度域で焼戻すことにより製造してもよい。
本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板の製造に際して、上述の化学成分を満足し、式（１）に示すＤＩ値および式（２）の値が上述の適正な範囲内である限り、通常の低温用ニッケル含有鋼板の製造に適用している周知の製造方法を用いることができる。
例えば、上記の要件を満たす、スラブ等の鋼片に熱間圧延を施し所定の板厚の熱延鋼板とした後、当該熱延鋼板をＡｃ３点以上の温度域に加熱して焼入れた後、Ａｃ１点以下の温度域にて焼戻すことによって得ることができる。
また、焼入と焼戻の間に、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の２相域から焼入れる工程を含んでもよく、または熱間圧延後の熱延鋼板をオンラインで直接焼入れた後、Ａｃ１点以下の温度域で焼戻すことにより製造してもよい。
【0041】
このようにして得られた本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板を用い、これらを溶接することで本発明の実施形態に係る低温用タンク（例えば、クリーンなエネルギーであるＬＮＧ等の低温液化ガス貯蔵用タンク）を得ることができる。とりわけ、本発明の実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼板を用いることで、溶接を大入熱溶接法により実施しても溶接継手が優れた低温靭性を有し、従って、十分な低温靭性を有する低温用タンクを得ることができる。
【0042】
なお、大入熱溶接とは、例えば、一般財団法人日本海事協会発行の「２０２１ 鋼船規則 Ｍ編」１６ページの表Ｍ４．２ 備考（６）に記載されているように、溶接入熱量が５０ｋＪ／ｃｍを超える溶接法を意味する。
【実施例0043】
１．サンプル作製
表１に示す化学組成を有する、転炉-連続鋳造により作製した連鋳スラブまたは真空溶製スラブを１０００℃以上１２００℃以下まで加熱した後熱間圧延により、表２に示す板厚に圧延し、空冷により室温まで冷却し熱延サンプルを得た。表１にはそれぞれのサンプルの式（１）を用いて計算したＤＩ値、式（２）の第１項「５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３」の値（表１の「式（２）の第１項」欄）、式（２）の第２項「１．５×１０ １０ ×［Ｐ］ ３．５ ／√（１３３［Ｍｏ］＋１）」（表１の「式（２）の第２項」欄）および式（２）の値も記載した。
表１に示す化学組成を有する、転炉-連続鋳造により作製した連鋳スラブまたは真空溶製スラブを１０００℃以上１２００℃以下まで加熱した後熱間圧延により、表２に示す板厚に圧延し、空冷により室温まで冷却し熱延サンプルを得た。表１にはそれぞれのサンプルの式（１）を用いて計算したＤＩ値、式（２）の第１項「５．０×１０３［Ｃ］×［Ｓｉ］２．３」の値（表１の「式（２）の第１項」欄）、式（２）の第２項「１．５×１０ １０ ×［Ｐ］ ３．５ ／√（１３３［Ｍｏ］＋１）」（表１の「式（２）の第２項」欄）および式（２）の値も記載した。
【0044】
次に、得られた熱延サンプルを７８０℃に加熱後水焼入を行い、５９０℃で焼戻を行って鋼板サンプルを得た。なお、鋼板サンプルの製造条件の詳細は表２に示した。
得られた鋼板サンプルのｔ／４位置（鋼板の表面（主面）から中心に向かって板厚ｔの４分の１の距離にある位置）から、板厚方向を１２ｍｍとして、圧延方向が５５ｍｍ方向と平行となるよう１２ｍｍ×３３ｍｍ×５５ｍｍのサイズで切り出した熱サイクル試験用サンプルを得た。
また、鋼板サンプルのｔ／４位置の圧延方向と直角な方向から棒状試験片を採取しこれを引張試験用サンプルとした。
得られた鋼板サンプルのｔ／４位置（鋼板の表面（主面）から中心に向かって板厚ｔの４分の１の距離にある位置）から、板厚方向を１２ｍｍとして、圧延方向が５５ｍｍ方向と平行となるよう１２ｍｍ×３３ｍｍ×５５ｍｍのサイズで切り出した熱サイクル試験用サンプルを得た。
また、鋼板サンプルのｔ／４位置の圧延方向と直角な方向から棒状試験片を採取しこれを引張試験用サンプルとした。
【0045】
【表1】
【0046】
２．サンプル評価
（低温靭性評価）
上述の熱サイクル試験用サンプルを高周波加熱により９５０℃まで５０℃／秒の昇温速度で加熱し１０秒保持した後、９５０℃から９００℃までを６秒、９００℃から８００℃までを８０秒、８００℃から５００℃までを２４０秒、５００℃から５０℃までを７６５秒で冷却することにより、入熱約３８０ｋＪ／ｃｍでの１パス溶接における溶接継手ＩＣ－ＨＡＺ部の再現熱履歴を付与した。その後、それぞれの熱サイクル試験用サンプルからＪＩＳ２２４２：２０１８に則ったＶノッチシャルピー標準試験用サンプルを作製した。そして、Ｖノッチシャルピー標準試験用サンプルを用い、－１９６℃でのシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６を測定した。１種類のサンプルについて（１つのサンプルＮｏ．について）衝撃試験は３回行った。３回の試験それぞれのｖＥ－１９６の測定結果を表２の「ｅａｃｈ」欄に、平均値を表２の「ａｖｅ．」欄に示す。
（低温靭性評価）
上述の熱サイクル試験用サンプルを高周波加熱により９５０℃まで５０℃／秒の昇温速度で加熱し１０秒保持した後、９５０℃から９００℃までを６秒、９００℃から８００℃までを８０秒、８００℃から５００℃までを２４０秒、５００℃から５０℃までを７６５秒で冷却することにより、入熱約３８０ｋＪ／ｃｍでの１パス溶接における溶接継手ＩＣ－ＨＡＺ部の再現熱履歴を付与した。その後、それぞれの熱サイクル試験用サンプルからＪＩＳ２２４２：２０１８に則ったＶノッチシャルピー標準試験用サンプルを作製した。そして、Ｖノッチシャルピー標準試験用サンプルを用い、－１９６℃でのシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６を測定した。１種類のサンプルについて（１つのサンプルＮｏ．について）衝撃試験は３回行った。３回の試験それぞれのｖＥ－１９６の測定結果を表２の「ｅａｃｈ」欄に、平均値を表２の「ａｖｅ．」欄に示す。
【0047】
（ＭＡ面積分率）
上述の再現熱履歴を付与した後の熱サイクル試験用サンプルのＭＡ量を測定した。再現熱履歴を付与した熱サイクル試験用サンプルの端部３ｍｍを除く位置について、湿式研磨後にレペラー腐食を行い、１５５μｍ×２０２μｍの領域を光学顕微鏡によって倍率４００倍で組織観察しコントラストからＭＡを識別し、ＭＡの面積分率を求めた。その結果を表２に示す。
上述の再現熱履歴を付与した後の熱サイクル試験用サンプルのＭＡ量を測定した。再現熱履歴を付与した熱サイクル試験用サンプルの端部３ｍｍを除く位置について、湿式研磨後にレペラー腐食を行い、１５５μｍ×２０２μｍの領域を光学顕微鏡によって倍率４００倍で組織観察しコントラストからＭＡを識別し、ＭＡの面積分率を求めた。その結果を表２に示す。
【0048】
（引張試験）
上述の棒状試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０２２に準じた引張試験により、降伏応力および引張強さを測定した。測定した結果を「母材強度」（溶接継手ＩＣ－ＨＡＺ部の再現熱履歴を付与する前の材料の強度）として表２に示す。
上述の棒状試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０２２に準じた引張試験により、降伏応力および引張強さを測定した。測定した結果を「母材強度」（溶接継手ＩＣ－ＨＡＺ部の再現熱履歴を付与する前の材料の強度）として表２に示す。
【0049】
図１にＤＩ値と母材強度（降伏応力および引張強さ）の関係を示し、図２に式（２）の第１項の値とＭＡ面積分率の関係を示し、図３に式（２）の値と－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６（３サンプルの平均値）の関係を示す。図３の点線は２次近似曲線である。
【0050】
（良否判定）
母材強度については、降伏応力：５９０ＭＰａ以上および引張強さ：６８０ＭＰａ以上８３０ＭＰａ以下であり、且つ－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６については平均値が３４Ｊ以上および３つのサンプル全てのｖＥ－１９６が２７Ｊ以上であるサンプルを「良好」、いずれか１つでも満足しないサンプルを「不良」判断し、良否判定結果を表２に示す。
母材強度については、降伏応力：５９０ＭＰａ以上および引張強さ：６８０ＭＰａ以上８３０ＭＰａ以下であり、且つ－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値ｖＥ－１９６については平均値が３４Ｊ以上および３つのサンプル全てのｖＥ－１９６が２７Ｊ以上であるサンプルを「良好」、いずれか１つでも満足しないサンプルを「不良」判断し、良否判定結果を表２に示す。
【0051】
【表2】
【0052】
表１および表２から分かるように、本発明の実施形態が規定する化学組成を有し、ＤＩ値および式（２）の値が所定の範囲内にある、サンプルＮｏ．１～８は、十分な強度と低温靭性を有している。すなわち、ＬＮＧ等の低温用タンクに適用するために必要な構造材料としての強度を備え、かつ大入熱溶接時に靭性劣化の生じやすいＩＣ－ＨＡＺ部の熱履歴を付与した際にも低温用タンクとして十分な低温靭性を確保できるため、大入熱溶接適用による溶接施工効率の向上に資するといえる。
【0053】
一方、サンプルＮｏ．９はＳｉが過剰で、Ｍｏが過少であり、式（２）の値も所定の範囲から外れている。このため、大入熱溶接の熱履歴を付与した場合のＭＡの形成が顕著であり、さらにＰによる粒界脆化の影響が大きく、大入熱溶接を適用した際に十分な低温靭性を確保することができない。
また、サンプルＮｏ．１０は、Ｐに対するＭｏの含有量比が小さいため式（２）の値が所定の範囲から外れている。このため、Ｐによる粒界脆化の影響が顕著となり、大入熱溶接を適用した際に十分な低温靭性を確保することができない。
また、サンプルＮｏ．１０は、Ｐに対するＭｏの含有量比が小さいため式（２）の値が所定の範囲から外れている。このため、Ｐによる粒界脆化の影響が顕著となり、大入熱溶接を適用した際に十分な低温靭性を確保することができない。