JP7846439B2 - 鋼板及び液化ｃｏ２用容器 - Google Patents

Description

本発明は、鋼板、特に、液化ＣＯ_２輸送タンク用の鋼板、及び液化ＣＯ_２用容器に関する。
本願は、２０２４年０１月１５日に、日本に出願された特願２０２４－００４１８２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、気候変動問題の対策として、温室効果ガスの削減が強く求められている。そのような情勢の中で、カーボンニュートラルを実現する技術として、二酸化炭素（以下、ＣＯ_２という）を回収・貯留する技術であるＣＣＳが注目されている（ＣＣＳ：Ｃａｒｂｏｎ ｄｉｏｘｉｄｅ Ｃａｐｔｕｒｅ ａｎｄ Ｓｔｏｒａｇｅ）。ＣＣＳでは、製油所、発電所、化学プラント等のＣＯ_２排出源から排出されたＣＯ_２を分離・回収し、地下深くの貯留層に圧入・貯留する。ＣＯ_２を分離・回収するための回収施設と、ＣＯ_２を地下の貯留層に圧入・貯留するための貯留施設が距離的に離れている場合、分離・回収したＣＯ_２をパイプラインや船舶等によって、これらの施設の間を輸送する必要がある。

船舶によってＣＯ_２を輸送する際は、船舶に備え付けられた輸送タンクに、液化されたＣＯ_２を充填して輸送する。これにより、ＣＯ_２の輸送効率の向上が図られる。ただし、輸送タンク内でのＣＯ_２の固体化（固体二酸化炭素化）を防止するために、２ＭＰａ程度の圧力に保持した状態で輸送する必要がある。また、２ＭＰａ程度の圧力においてＣＯ_２を液体の状態を維持するには、ＣＯ_２を－３５℃程度に保つ必要がある。更には、船舶の軽量化を図るために、輸送タンクの肉厚を、できるだけ薄くしたいという要望もある。

従って、輸送タンクの素材となる鋼板には、７８０ＭＰａ以上の引張強さと、－６５℃での低温靭性に優れることが求められる。

また、輸送用タンクのような溶接構造物の安全性を確保するために、最近では、破壊力学的な評価法を用いて、溶接構造物の耐破壊特性を評価し、設計に取り入れることが行われている。具体的に言えば、脆性破壊の発生特性として、日本溶接協会規格ＷＥＳ１１０８などによって規定されたＣＴＯＤ試験（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ ｔｅｓｔ：き裂先端開口変位試験）により、ＣＴＯＤ値と呼ばれるき裂開口変位量（以下、δｃと略す）を破壊力学的なパラメータとして求め、δｃが設計基準を満足できるかどうかが評価される場合が多くなっている。

材料のδｃを向上させるためには、従来とは異なる観点で材料の特性改善を行う必要がある。従来、材料の耐脆性破壊性の評価方法としては、シャルピー衝撃試験が用いられてきた。シャルピー衝撃試験から求められる値は、評価対象領域の平均的な靭性を表している。しかし、ＣＴＯＤ試験においては、評価対象領域の平均的な靱性が良好であったとしても、評価対象領域の中に少しでも脆弱な部位が存在すれば、その存在がδｃに反映される。δｃはこのような性質を有するので、特に溶接熱影響部のような、鋼材のミクロ組織が不均一かつ複雑に変化した領域において、高いδｃ値を得るためには、局所的な脆化領域をできる限り少なくすることが必要となる。

更に、輸送タンクのような大型の溶接構造物では、破壊の発生の可能性をより少なくするために、応力除去焼鈍を溶接部に実施する場合がある。応力除去焼鈍とは、溶接により生じた残留応力を軽減することを目的として、溶接後の構造物の溶接部をＡｃ１変態点以下の温度に加熱し、次いで徐冷する熱処理法である。しかしながら、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高張力鋼に応力除去焼鈍を適用すると、合金炭化物が結晶粒界に選択的に析出し、この合金炭化物が粒界脆化を引き起こすことにより、応力除去焼鈍の実施箇所の靱性が極めて低下する。この現象は、一般にはＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｖｉｎｇ）脆化と呼ばれている。特に、Ｂを含有し、且つ焼入れ焼戻しにより製造される高張力鋼においては、ＳＲ脆化が生じる傾向が強い。このような高張力鋼では、母材の脆化のみならず、この高張力鋼を用いて溶接継手を作成した場合に得られる溶接熱影響部の脆化も著しい。

従って、このような高張力鋼を用いて製造された輸送タンクにおいて、高いδｃ値を得て高い安全性を確保するためには、応力除去焼鈍が実施されても母材の靭性が高く維持される高張力鋼を開発することが必要となる。

上記のような観点から、従来、いくつかの技術提案がなされてきた。例えば、特許文献１では、化学成分を調整し、かつ、平均結晶粒径を１５μｍ以下にすることを特徴とする、高強度鋼板が示されている。しかし、特許文献１に記載された鋼板は、－６５℃での低温靭性は評価されておらず、低温靭性について更なる向上の余地がある。

日本国特許第５５９０２７１号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、鋼板の強度及び低温靭性ならびに応力除去焼鈍後の低温靭性に優れるとともに、溶接継手にした場合の応力除去焼鈍前後の低温靭性にも優れる液化ＣＯ_２輸送タンク用の鋼板及びその鋼板を含む液化ＣＯ_２用容器を提供することを課題とする。

上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を採用する。
［１］本発明の一実施形態に係る鋼板は、液化ＣＯ_２輸送タンク用の鋼板であって、化学成分が、質量％で、Ｃ ：０．０７０～０．１１０％、Ｓｉ：０．１０～０．１５％、Ｍｎ：０．７０～１．２０％、Ｎｉ：１．００～２．５０％、Ｃｒ：０．２０～０．８０％、Ｍｏ：０．２０～０．８０％、Ｖ ：０．００５～０．０７０％、Ａｌ：０．０３０～０．１００％、Ｂ ：０．０００５～０．００３０％、Ｎ ：０．００１５～０．００５０％、Ｐ ：０．００６％以下、Ｓ ：０．００３０％以下、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．０３０％、Ｔｉ：０～０．０１０％、Ｃａ：０～０．００３０％、Ｍｇ：０～０．００３０％、ＲＥＭ：０～０．００３０％、Ｏ ：０．００４０％以下、残部：Ｆｅ及び不純物であり、下記（１）式によって定義されるα値が１．００～１．５０質量％であり、下記（２）式によって定義されるβ値が１０．００～１５．００であり、下記（３）式によって定義されるγ値が０．７０～１．５０質量％であり、下記（４）式によって定義されるＣｅｑが０．５５０～０．６２０質量％であり、降伏強度が６７０～８７０ＭＰａであり、引張強さが７８０～９４０ＭＰａであり、板厚をｔとしたとき、前記ｔが２５～６０ｍｍであり、板厚方向の断面のｔ／４位置において、マルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織が合計で８５．０面積％以上であり、ｔ／４位置での０．５ｍｍ×０．５ｍｍ、０．０５ｍｍピッチの硬度分布測定において、１２１点の測定位置における硬度の平均値が２６５Ｈｖ～２９０Ｈｖ、標準偏差が２０以下であり、中心偏析部の最大硬度ＨＶｍａｘが４００ＨＶ以下であり、板厚中心部の偏析度が下記（５）式～（８）式を全て満たし、板厚方向の断面の、ｔ／４位置及びｔ／２位置をそれぞれ中心位置とする一辺４ｍｍの矩形の領域における円相当径が０．５μｍ以上かつＴｉを２０質量％以上含む介在物粒子のうち、９９％以上の個数割合の介在物粒子の円相当径が４．０μｍ以下であり、電子ビーム後方散乱回析パターン解析法を用いた結晶方位解析を行うことにより判別される、結晶方位差が１５°以上の粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、結晶粒毎の面積で重みづけをした面積加重平均で算出した値を、平均結晶粒径と定義したとき、前記鋼板の板厚中心部における前記平均結晶粒径が１５．０μｍ以下である。
α＝［Ｃ］＋６×［Ｓｉ］＋１００×［Ｐ］ …（１）
β＝０．６５×［Ｃ］^１／２×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１０×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］） …（２）
γ＝［Ｍｎ］＋２０×［Ｎｂ］＋３６×［Ｔｉ］ …（３）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５ …（４）
［Ｓｉ］ｍａｘ／［Ｓｉ］≦１．９ …（５）
［Ｐ］ｍａｘ／［Ｐ］≦２０．０ …（６）
［Ｃｕ］ｍａｘ／［Ｃｕ］≦２．５ …（７）
［Ｎｉ］ｍａｘ／［Ｎｉ］≦２．０ …（８）
ここで、（１）式～（８）式における［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］及び［Ｖ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの含有量（質量％）であって不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入する。
また、（５）式～（８）式における［Ｓｉ］ｍａｘ、［Ｐ］ｍａｘ、［Ｃｕ］ｍａｘ及び［Ｎｉ］ｍａｘは、それぞれ、前記鋼板の板厚方向の断面のうち、ｔ／２位置を中心に板厚方向に±５ｍｍ、圧延方向に１０ｍｍの一次領域から、各元素のＥＰＭＡ線分析結果に基づき各元素の濃度が最大となる一辺が１ｍｍの矩形の二次領域を選定し、更に、前記二次領域から、各元素のＥＰＭＡ面分析結果に基づき各元素の濃度が最大となる一辺が２０μｍの矩形の三次領域を選定した場合の、前記三次領域内の各元素の平均濃度値である。また、前記三次領域を前記中心偏析部とする。
［２］上記［１］の鋼板は、下記（Ａ）式～（Ｅ）式によって求められる［ｆＢ］が０．０００３％以上であってもよい。
［ｆＢ］＝［Ｂ］－０．７７×［ｆＮ］ …（Ａ）
［ｆＮ］＝［Ｎ］－０．２９×［ｆＴｉ］－０．５２×［ｆＡｌ］ …（Ｂ）
［ｆＴｉ］＝［Ｔｉ］－２×［ｆＯ］ …（Ｃ）
［ｆＡｌ］＝［Ａｌ］－１．１２５×［ｆＯ］ …（Ｄ）
［ｆＯ］＝［Ｏ］－０．４×［Ｃａ］－０．６６×［Ｍｇ］－０．１１×［ＲＥＭ］ …（Ｅ）
ここで、（Ａ）式～（Ｅ）式における［Ｂ］、［Ｎ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［Ｏ］、［Ｃａ］、［Ｍｇ］、[ＲＥＭ]はそれぞれ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｏ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量（質量％）であって、不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入し、また、［ｆＮ］、［ｆＴｉ］、［ｆＡｌ］、［ｆＯ］の計算値が０％未満の場合は０を代入する。
［３］上記［１］又は［２］に記載の鋼板は、保持温度が６００～６２０℃の範囲であり、保持時間が２．０～２．８時間の範囲であり、且つ、降温速度が、４２５℃以上の温度域において５５～１００℃／ｈの範囲である応力除去焼鈍を前記鋼板に対し行った場合、前記応力除去焼鈍が行われた箇所の、降伏強度が６７０～８７０ＭＰａであり、引張強さが７８０～９４０ＭＰａであり、－４５℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４０Ｊ以上であってもよい。
［４］本発明の別の態様に係る液化ＣＯ_２用容器は、［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板を含む。

本発明の上記態様によれば、鋼板の強度及び低温靭性並びに応力除去焼鈍後の低温靭性に優れるとともに、溶接継手にした場合の応力除去焼鈍後の低温靭性にも優れる液化ＣＯ_２輸送タンク用の鋼板及び液化ＣＯ_２用容器を提供できる。

板厚中心部（ｔ／２位置）を含む位置において金属組織観察用試料を加工する状態の説明図である。 ｔ／２位置を中心にしてＭｎ濃度平均値が最も高い部分を特定し、１ｍｍ×１ｍｍの視野領域（二次領域）を特定するする状態の説明図である。 １ｍｍ×１ｍｍの正方形の視野領域（二次領域）において、２０×２０μｍの正方形部分を縦横方向（圧延方向と板厚方向）に走査していき、それぞれの位置において正方形部分の領域内に含まれる測定点のＳｉ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉの各質量％から当該領域の各平均値を定める状態の説明図である。 Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉの各平均値が最大値となるそれぞれの正方形部分の領域（三次領域）を例示した説明図である。 ナイタールエッチングによって現出させ、光学顕微鏡によって観察した組織写真の例を示す図である。

以下、本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）及び本実施形態に係る液化ＣＯ_２用容器ついて詳細に説明する。
本実施形態における「応力除去焼鈍」とは、特に断りが無い限り、ＪＩＳ Ｚ ３７００：２００９「溶接後熱処理方法」に規定された内容に準拠する応力除去焼鈍を意味する。
本実施形態における「溶接」とは、特に断りが無い限り、溶接入熱が１．１～４．５ｋＪ／ｍｍである溶接を意味する。これら条件は、本発明が属する技術分野における一般的な条件である。しかし、上述の条件とは異なる条件下で応力除去焼鈍又は溶接を行ったとしても、上述の条件下で行われた応力除去焼鈍又は溶接と同等の効果が得られる。従って、本実施形態に係る鋼板に、上述の条件とは異なる条件下で応力除去焼鈍又は溶接を行ってもよい。
本実施形態において、鋼板の、板厚をｔとしたときの、表面から板厚方向に板厚の１／２の位置（ｔ／２の位置）をｔ／２位置、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置（ｔ／４の位置）をｔ／４位置として説明する。

＜鋼板＞
まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成を構成する元素の含有量の範囲とその限定理由を述べる。以下、特に断りが無い限り、「％」とは質量％を意味する。

（Ｃ：０．０７０～０．１１０％）
Ｃは、母材の強度を改善する元素である。本実施形態に係る鋼板が目的とする強度を達成するために、Ｃ含有量を０．０７０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０８０％以上である。一方、Ｃを多量に含有させた場合、溶接熱影響部の硬さが上昇すると同時にその靭性が低下するので、Ｃ含有量を０．１１０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１００％以下、更に好ましくは０．１００％未満とする。

（Ｓｉ：０．１０～０．１５％）
Ｓｉは、一般的に脱酸元素として鋼に含有させる場合が多い。しかし本実施形態においては、Ｓｉは応力除去焼鈍後の鋼の靭性を低下させる元素である。そのため、Ｓｉ含有量を０．１５％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１４％以下、０．１３％以下又は０．１２％以下とする。また、応力除去焼鈍後の溶接熱影響部の靭性の低下を抑制するためにも、Ｓｉ含有量は低い方が好ましい。
一方、脱酸を目的としてＳｉを含有させるために、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とする。

（Ｍｎ：０．７０～１．２０％）
Ｍｎは、脱酸のために有効な元素であるとともに、鋼の強度を改善する元素である。従って、Ｍｎ含有量を０．７０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．９０％以上とする。
一方、Ｍｎを過剰に含有させると、焼戻し脆化によって、応力除去焼鈍後の鋼の靭性を損なう虞がある。従って、Ｍｎ含有量を１．２０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．１０％以下とする。

（Ｎｉ：１．００～２．５０％）
Ｎｉは、鋼の焼入れ性及び靭性の改善のために有効な元素である。従って、Ｎｉ含有量を１．００％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは１．２０％以上とする。
一方、Ｎｉを過剰に含有させると、応力除去焼鈍後の鋼の靭性が低下する虞がある。また、応力除去焼鈍後の溶接熱影響部の靭性が悪化する虞がある。従って、Ｎｉ含有量を２．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは２．００％以下とする。

（Ｃｒ：０．２０～０．８０％）
Ｃｒは、鋼の焼入れ性の改善、及び、焼戻し時の析出強化による鋼の強度の改善のために有効な元素である。従って、Ｃｒ含有量を０．２０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．４０％以上とする。
一方、Ｃｒを過剰に含有させると、応力除去焼鈍後における母材及び溶接熱影響部の靭性が低下する虞がある。従って、Ｃｒ含有量を０．８０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．７０％以下とする。

（Ｍｏ：０．２０～０．８０％）
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、焼入れ性の改善、及び焼戻し時の析出強化による鋼の強度の改善のために有効な元素である。従って、Ｍｏ含有量を０．２０％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．３０％以上、より好ましくは０．３５％以上、更に好ましくは０．４０％以上とする。
一方、Ｍｏを過剰に含有させると、応力除去焼鈍後において、Ｍｏ炭化物が粒界に析出して母材及び溶接熱影響部の靭性が低下する虞がある。特に溶接熱影響部に与える影響が大きい。従って、Ｍｏ含有量を０．８０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．６０％以下とする。

（Ｖ：０．００５～０．０７０％）
Ｖは、Ｃｒ及びＭｏと同様に、焼入れ性の改善、及び焼戻し時の析出強化による鋼の強度の改善のために有効な元素である。従って、Ｖ含有量を０．００５％以上とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０１０％以上とする。
一方、Ｖを過剰に含有させると、応力除去焼鈍後において、母材靭性及び溶接熱影響部の靭性が低下する虞がある。従って、Ｖ含有量を０．０７０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０５０％以下とする。

（Ａｌ：０．０３０～０．１００％）
Ａｌは、脱酸に有用な元素であり、且つ、窒化物を形成することにより焼入れの際に結晶粒径を細粒化させる元素である。本実施形態に係る鋼板においては、Ａｌ含有量は０．０３０％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０４０％以上とする。
一方、Ａｌを過剰に含有させると、Ａｌが粗大な窒化物を形成し、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下する虞がある。従って、Ａｌ含有量を０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８０％以下とする。

（Ｂ：０．０００５～０．００３０％）
Ｂは、本実施形態においては、微量に含有させることにより、鋼の焼入れ性を改善する元素である。従って、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は０．０００６％以上、０．０００８％以上又は０．００１０％以上としてもよい。
一方、Ｂ過剰に含有させると、Ｂが粗大な窒化物及び／又は炭化物を形成して母材が靭性を低下する場合がある。従って、Ｂ含有量を０．００３０％以下とする。Ｂ含有量は０．００２０％以下又は０．００１０％以下としてもよい。

（Ｎ：０．００１５～０．００５０％）
Ｎは、窒化物を形成して母材の結晶粒径を細粒化させ、靱性を向上させる元素である。従って、Ｎ含有量を０．００１５％以上とする。Ｎ含有量は０．００３０％以上又は０．００３５％以上としてもよい。
一方、Ｎを過剰に含有させると、窒化物が粗大化し、溶接まま（Ａｓ Ｗｅｌｄ）での溶接熱影響部の靭性が低下する。従って、Ｎ含有量を０．００５０％以下とする。

（Ｐ：０．００６％以下）
（Ｓ：０．００３０％以下）
Ｐ及びＳは、鋼中に含まれる不純物元素であり、その含有量は少ないほど好ましい。このため、Ｐ含有量及びＳ含有量の下限は０％である。Ｐ含有量が０．００６％超、又はＳ含有量が０．００３０％超であると靱性への悪影響が著しくなるので、本実施形態においては、応力除去焼鈍後における溶接部の靭性の向上のために、Ｐ含有量を、０．００６％以下とし、Ｓ含有量を０．００３０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．００５％以下とする。また必要に応じて、Ｓ含有量を０．００２０％以下としてもよい。

（Ｃｕ：０～１．００％）
Ｃｕは、本実施形態においては必須元素ではないので、Ｃｕ含有量の下限は０％である。しかしながら、Ｃｕは鋼の強度を改善する効果を有するので、必要に応じて含有させることができる。Ｃｕを含有させる場合、その効果を利用するためには、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上としてもよい。必要に応じて、Ｃｕ含有量を０．１５％以上又は０．３０％以上としてもよい。
一方、Ｃｕを過剰に含有させると、鋼板表面での割れ発生、及びＣｕの析出によって、母材の靭性が低下する虞がある。従って、Ｃｕ含有量を１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。必要に応じて、Ｃｕ含有量の上限を０．７０％以下、０．６０％以下、０．５０％以下又は０．４０％以下としてもよい。

（Ｎｂ：０～０．０３０％）
Ｎｂは、本実施形態においては必須元素ではないので、Ｎｂ含有量の下限は０％である。しかしながら、Ｎｂは焼入れの際に結晶粒を微細化させる元素であるので、必要に応じて含有させることができる。Ｎｂを含有させる場合、その効果を利用するためには、Ｎｂを０．００１％以上含有させることが好ましい。
一方、Ｎｂを過剰に含有させると、Ｎｂが粗大な炭窒化物を形成して、母材靭性が低下する虞がある。従って、Ｎｂ含有量を０．０３０％以下とする。Ｎｂが少ない方が溶接熱影響部の靭性が向上するので、Ｎｂ含有量を、０．０２０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下としてもよい。

（Ｔｉ：０～０．０１０％）
Ｔｉは、本実施形態においては必須元素ではないので、Ｔｉ含有量の下限は０％である。しかしながら、Ｔｉは、スラブ加熱などによって鋼が高温になった際に、結晶粒を細粒化させる場合があるので、必要に応じて含有させることができる。Ｔｉを含有させる場合、その効果を利用するためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｔｉを過剰に含有させると、Ｎｂと同様に、Ｔｉが粗大な炭窒化物を形成して、母材靭性が低下する虞がある。従って、Ｔｉ含有量を０．０１０％以下とする。必要に応じて、Ｔｉ含有量を、０．００５％以下又は０．００２％以下としてもよい。

（Ｃａ：０～０．００３０％）
（Ｍｇ：０～０．００３０％）
（ＲＥＭ：０～０．００３０％）
本実施形態に係る鋼板では、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭのうち１種以上を含有させてもよい。Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭは必須元素ではないので、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭ含有量の下限はいずれも０％である。

Ｃａは、鋼板中の硫化物を球状化することにより、鋼板の靱性を低下させるＭｎＳの影響を軽減する効果を有する元素である。この効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００１％以上としても良い。
一方、Ｃａを多量に含有させた場合、鋼の溶接性が損なわれる虞があるので、Ｃａ含有量を０．００３０％以下とする。必要に応じて、Ｃａ含有量を、０．００１５％以下、０．００１０％以下、０．０００５％以下又は０．０００２％以下としてもよい。

Ｍｇ及びＲＥＭは、酸化物を形成して、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｍｇ含有量及びＲＥＭ含有量をそれぞれ０．０００１％以上としてもよい。
一方、Ｍｇ及びＲＥＭを多量に含有させると、粗大な酸化物が形成され、鋼の靭性が低下する虞がある。従って、Ｍｇ含有量及びＲＥＭ含有量をそれぞれ０．００３０％以下とする。必要に応じて、Ｍｇ含有量及びＲＥＭ含有量を、それぞれ、０．０１５％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００２％以下、０．００１５％未満としてもよい。ＲＥＭとはＳｃやＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｔｂ、Ｌｕを含むレアアースメタルの総称である。他の添加元素に比べて、脱酸性が強いことが特徴であり、鋼中で安定な酸化物を形成する。

（Ｏ：０．００４０％以下）
酸素（Ｏ）は、鋼中に含まれる不純物元素であり、鋼中では多くの場合、脱酸力の強いＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ａｌ、Ｔｉなどとともに数μｍ～数十μｍのサイズの酸化物を形成する。粗大な酸化物が含まれる場合や、酸化物の個数密度が高い場合には、酸化物が脆性破壊の発生起点となりうる。そのため、Ｏ含有量は少ないほど好ましい。したがって、Ｏ含有量の下限は０％である。本実施形態においては、溶接部の靭性の向上のために、Ｏ含有量を、０．００４０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００３０％以下とする。

（残部：Ｆｅ及び不純物）
本実施形態に係る鋼板は、上記の成分のほか、残部がＦｅと不純物とからなる。ここで、不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は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。

各元素の含有量は、以下の方法で測定することができる。
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｂ、Ｍｇ、ＲＥＭなどの元素については、ＩＣＰ発光分析装置などを使用した誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ－ＯＥＳ）が適用される。ｐｐｍオーダーなど含有量が微量のＳ、Ｏ、Ｎについては、ＣＳ分析装置、ＯＮ分析装置、などを使用した赤外線吸収法や熱伝導度法が適用できる。必要に応じて、誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ－ＭＳ）、原子吸光分析法（ＡＡＳ）、など他の分析法を適用しても良い。
本実施形態に係る鋼板は、製造過程において化学組成はほとんど変化しないので、製鋼段階でタンディッシュ内の溶鋼からで採取したサンプルによって測定した化学組成が判明している場合には、その化学組成を本実施形態に係る鋼板の化学組成とみなしてもよい。

更に、本実施形態に係る鋼板は、上記の化学組成を満足した上で、下記（Ａ）式～（Ｅ）式によって求められる［ｆＢ］が０．０００３％以上であることが好ましい。［ｆＢ］は、鋼に固溶するＢ量を表す。［ｆＢ］を０．０００３％以上とすることで、降伏強度が６７０～８７０ＭＰａ、引張強さが７８０～９４０ＭＰａの高張力鋼において、鋼の焼入れ性を高めることができる。Ｂは鋼中において窒化物を形成しやすい。また、Ｔｉ及びＡｌは窒化物及び酸化物を形成しやすい。そこで、下記（Ａ）式～（Ｅ）式によって鋼に固溶するＢ量［ｆＢ］を求める。［ｆＢ］は、０．０００５％以上でもよく、０．００１５％以上でもよい。また、［ｆＢ］は、０．００２５％以下でもよく、０．００１８％以下でもよい。

［ｆＢ］＝［Ｂ］－０．７７×［ｆＮ］ …（Ａ）
［ｆＮ］＝［Ｎ］－０．２９×［ｆＴｉ］－０．５２×［ｆＡｌ］ …（Ｂ）
［ｆＴｉ］＝［Ｔｉ］－２×［ｆＯ］ …（Ｃ）
［ｆＡｌ］＝［Ａｌ］－１．１２５×［ｆＯ］ …（Ｄ）
［ｆＯ］＝［Ｏ］－０．４×［Ｃａ］－０．６６×［Ｍｇ］－０．１１×［ＲＥＭ］ …（Ｅ）

ここで、（Ａ）式～（Ｅ）式における［Ｂ］、［Ｎ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［Ｏ］、［Ｃａ］、［Ｍｇ］、[ＲＥＭ]はそれぞれ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｏ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量（質量％）であって、不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入する。また、［ｆＮ］、［ｆＴｉ］、［ｆＡｌ］、［ｆＯ］の計算値が０％未満の場合は０を代入する。

また、本実施形態に係る鋼板では、上記の化学組成（個々の元素の含有量）の限定に加えて、α値、β値及びγ値の範囲を次のように限定する（α値、β値、及びγ値が所定の範囲となるように個々の元素の含有量が限定される）。

（α値：１．００～１．５０質量％）
α値は、以下の（１）式によって示される。

α＝［Ｃ］＋６×［Ｓｉ］＋１００×［Ｐ］ …（１）
ここで、（１）式における［Ｃ］、［Ｓｉ］及び［Ｐ］は、鋼中のＣ、Ｓｉ及びＰの含有量（質量％）であって不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入する。

本実施形態では、α値を１．５０質量％以下とする。これは、溶接熱影響部の粗粒化した部分の応力除去焼鈍後の靭性を改善するために必要な条件であり、これを満たす範囲でＣ、Ｓｉ、Ｐが調整される必要がある。応力除去焼鈍後は、Ｐの粒界偏析濃度が増加するため、粒界での脆性破壊が生じ易くなるが、Ｐ、Ｃ、Ｓｉにより脆性破壊を制御することができる。Ｐはプロセス上、鋼中に必然的に含まれ、粒界偏析により粒界強度を著しく低下させることから、ＳＲ脆化を招く代表的な元素であり、係数が最も高い。Ｃ、Ｓｉも鋼中に必然的に含まれる元素であり、これらの元素が多くなると粒界に生成するセメンタイトによる脆化を招く。いずれの元素も低減させることが望ましいが、特性上あるいは規格上一定量含有させる場合がある。応力除去焼鈍後の靭性を向上させるために、必要があれば、α値を１．４０質量％以下としてもよい。
一方、α値は、１．００質量％以上である。この下限値（１．００質量％）は、適用分野の規格上の成分制約や製造上の元素制御の限界などによって定められ、上述したＣ、Ｓｉ、及びＰの含有量の下限値及び製造上の現実的な最小値を式（１）に代入することにより、算出された値である。α値の好ましい下限値は、Ｃ、Ｓｉ、及びＰの含有量の好ましい下限値から算出することができる。α値は、１．１０質量％超でもよく、１．３０質量％以上でもよい。

（β値：１０．００～１５．００）
β値は、以下の（２）式によって算出される。

β＝０．６５×［Ｃ］^１／２×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１０×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］） …（２）
ここで、（２）式における［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、鋼中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含有量（質量％）であって不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入する。

本実施形態に係る鋼板では、β値の範囲を１０．００～１５．００とする。β値は、鋼板の焼入れ性を示す指標であり、β値が高くなるほど強度靭性バランスが劣位な上部ベイナイト組織の形成を安定して回避できる。一方、β値が高すぎると鋼板強度が上がることで靭性劣化を招く。すなわち、溶接熱影響部の溶接ままの靭性を向上するために必要な合金元素の含有量の狙い範囲を示す指標にもなる。
必要に応じて、β値を１１．００以上としてもよい。また、β値を１４．００以下としてもよい。

（γ値：０．７０～１．５０質量％）
γ値は、以下の（３）式によって算出される。

γ＝［Ｍｎ］＋２０×［Ｎｂ］＋３６×［Ｔｉ］ …（３）
ここで、（３）式における［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は、鋼中のＭｎ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量（質量％）であって不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入する。

本実施形態に係る鋼板では、γ値の範囲を０．７０～１．５０質量％とする。Ｍｎ、Ｎｂ及びＴｉはいずれも応力除去焼鈍後の粒界脆化を助長する元素であり、γ値を１．５０質量％以下にすることで、応力除去焼鈍後の靭性の低下を抑制できる。これらの元素が粒界脆化を助長するメカニズムはいくつか考えられるが、粒界偏析による粒界強度の低下や、粒界に生成する炭窒化物による脆化が考えられる。
一方で、一定の焼入れ性を確保し、強度靭性バランスに優位なミクロ組織を得るためにはＭｎ、Ｎｂ及びＴｉは一定量含有させることが好ましく、γ値を０．７０質量％以上とする。γ値は、０．７５質量％以上でもよく、１．４０質量％以下でもよい。

α値、β値及びγ値に関する数値範囲を満足することで、溶接まま及びその応力除去焼鈍後でも溶接部の低温靭性に優れた鋼を提供できる。

また、本実施形態に係る鋼板においては、以下の（４）式によって算出される、鋼の硬化性を示す指標である炭素当量Ｃｅｑを０．５５０～０．６２０質量％とする。

Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５ …（４）
ここで、（４）式における［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量（質量％）であって不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入する。

Ｃｅｑが０．５５０質量％未満である場合、鋼板の強度が不足する場合がある。そのため、Ｃｅｑを０．５５０質量％以上とする。必要に応じて、Ｃｅｑを０．５７０質量％以上、０．６００質量％以上としてもよい。また、Ｃｅｑが０．６２０質量％超である場合、鋼板の靭性が低下する場合がある。そのため、Ｃｅｑを０．６２０質量％以下とする。必要に応じて、Ｃｅｑの上限を０．６００質量％以下としてもよい。

本実施形態に係る鋼板では、化学組成、Ｃｅｑ、α値、β値、γ値が所定の範囲であり、好ましくは、更に［ｆＢ］が所定の範囲に制御される。
化学組成、Ｃｅｑ、ｆＢ、α値、β値、γ値はそれぞれ元素の含有量によって制御されるが、精錬工程で特定の元素を排出、添加するとその他の元素量も変化する可能性があるため、単一の要素だけを変化させることは容易ではない。また、溶鋼中及び鋼材中で複数の元素が化合物を形成する場合もあるため、他の成分との添加バランスを狙い範囲に含めないと、期待する効果が得られない場合がある。

（偏析度）
次に、鋼板中におけるＳｉ、Ｐ、Ｃｕ及びＮｉの偏析について説明する。
本実施形態に係る鋼板は、板厚中心部（ｔ／２位置を含む板厚方向に±５ｍｍの範囲）の偏析度が下記（５）式～（８）式を全て満たす必要がある。

［Ｓｉ］ｍａｘ／［Ｓｉ］≦１．９ …（５）
［Ｐ］ｍａｘ／［Ｐ］≦２０．０ …（６）
［Ｃｕ］ｍａｘ／［Ｃｕ］≦２．５ …（７）
［Ｎｉ］ｍａｘ／［Ｎｉ］≦２．０ …（８）

ここで、（５）式～（８）式における、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、上述した鋼中のＳｉ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量（質量％）であって、不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入する。
また、（５）式～（８）式における［Ｓｉ］ｍａｘ、［Ｐ］ｍａｘ、［Ｃｕ］ｍａｘ及び［Ｎｉ］ｍａｘは、それぞれ、鋼板の板厚方向の断面のうち、ｔ／２位置を中心に板厚方向に±５ｍｍ、圧延方向に１０ｍｍの一次領域から、各元素のＥＰＭＡ線分析結果に基づき各元素の濃度が最大となる一辺が１ｍｍの矩形の二次領域を選定し、更に、二次領域から、各元素のＥＰＭＡ面分析結果に基づき各元素の濃度が最大となる一辺が２０μｍの矩形の三次領域を選定した場合の、三次領域内の各元素の平均濃度（含有量）値である。また、三次領域は、板幅方向の中心位置である１／２幅の位置、及び板幅方向端部から板幅の１／４の位置である１／４幅の位置における領域で測定し、どちらか高い方の値をその鋼板の代表値とする。

鋼板の板厚中心部は、合金元素が濃化しているため局所的に焼入れ性が高く、硬い組織となるため靭性が低下する。更にＰに代表される不純物元素が濃化すると、応力除去焼鈍後の靭性の低下が顕著になる。母材靭性の確保のためには、上記（５）式～（８）式をすべて満足する必要がある。

各元素の偏析度は、例えばＳｉの場合は［Ｓｉ］ｍａｘ／［Ｓｉ］で表される。各元素の偏析度は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｓｉｓ）測定により、次の手順（ａ）、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）に従って求めることができる。

（ａ）
先ず図１に示すように、鋼板１０の圧延方向と平行かつ板厚方向に平行な断面（ＴＤ面）において、板幅方向位置を１／２幅の位置及び１／４幅の位置とした上で、ｔ／２位置を含む位置において金属組織観察用試料１１を加工する。そして、図２に示すように、金属組織観察用試料１１に現れるＴＤ面において、ｔ／２位置を中心にして板厚方向に５０μｍピッチで、ＥＰＭＡ測定により分析長さ１０ｍｍの線分析を板厚中心に±５ｍｍの範囲１２（一次領域）で行ってＭｎの質量％を測定する。そして、各線分析Ｍｎ濃度平均を板厚方向に±０．５ｍｍで平均したＭｎ濃度平均値が最も高い板厚位置範囲（領域）１３を特定する。その板厚位置範囲（領域）１３のうち、圧延方向に±０．５ｍｍ範囲でＭｎ濃度平均値が高い範囲を求め、次のように１ｍｍ×１ｍｍの視野領域１４（二次領域）を特定する。

（ｂ）
即ち、金属組織観察用試料１１に現れるＴＤ面において、Ｍｎ濃度平均値が高い領域１３の板厚方向中心を縦方向中心位置とし、領域１３のうち圧延方向に±０．５ｍｍ範囲でのＭｎ濃度平均値が高い領域の圧延方向中心を横方向の中心する１ｍｍ×１ｍｍの正方形の視野領域１４を二次領域と特定する。そして、この視野領域１４において縦横それぞれの方向(圧延方向と板厚方向)にそれぞれ２μｍピッチでＥＰＭＡ測定による面分析を行い、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉの各質量％を測定する。

（ｃ）
次に、図３に示すように、１ｍｍ×１ｍｍの正方形の視野領域１４（二次領域）において、２０×２０μｍの正方形部分１５を縦横方向（圧延方向と板厚方向）に走査していき、それぞれの位置において正方形部分１５の領域内に含まれる測定点のＳｉ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉのそれぞれの含有量（質量％）から当該領域の各含有量の平均値を定める。そして、その平均値が最大となる正方形部分１５を三次領域と特定し、この三次領域のＳｉ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量の平均値を、それぞれの最大値（［Ｓｉ］ｍａｘ、［Ｐ］ｍａｘ、［Ｃｕ］ｍａｘ、［Ｎｉ］ｍａｘ）とする。第三領域を中心偏析部とする。

例えば図４に示すように、正方形部分１５－１の領域内に含まれる測定点のＳｉの各質量％から定められたＳｉの平均値が最大値となった場合、この正方形部分１５－１の領域（三次領域）内に含まれる各測定点のＳｉの含有量（質量％）から定められたＳｉの含有量の平均値が最大値［Ｓｉ］ｍａｘとなる。同様に、正方形部分１５－３の領域内に含まれる各測定点のＰの含有量（質量％）から定められたＰの平均値が最大値であれば、正方形部分１５－３（三次領域）の領域内に含まれる各測定点のＰの含有量（質量％）から定められたＰの平均値が最大値［Ｐ］ｍａｘとなる。同様に、正方形部分１５－４の領域内に含まれる各測定点のＣｕの含有量（質量％）から定められたＣｕの平均値が最大値であれば、正方形部分１５－４（三次領域）の領域内に含まれる各測定点のＣｕの含有量（質量％）から定められたＣｕの平均値が最大値［Ｃｕ］ｍａｘとなる。同様に、正方形部分１５－５の領域内に含まれる各定点のＮｉの含有量（質量％）から定められたＮｉの平均値が最大値であれば、正方形部分１５－５（三次領域）の領域内に含まれる各測定点のＮｉの含有量（質量％）から定められたＮｉの平均値が最大値［Ｎｉ］ｍａｘとなる。このように、三次領域は元素ごとに特定してもよい。

（ｄ）
それぞれの最大値（［Ｓｉ］ｍａｘ、［Ｐ］ｍａｘ、［Ｃｕ］ｍａｘ、［Ｎｉ］ｍａｘ）を、各元素の鋼板における含有量（［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］）で割った値（［Ｓｉ］ｍａｘ／［Ｓｉ］、［Ｐ］ｍａｘ／［Ｐ］、［Ｃｕ］ｍａｘ／［Ｃｕ］、［Ｎｉ］ｍａｘ／［Ｎｉ］）を板厚中心部における各元素の偏析度とする。
ＥＰＭＡでの解析の際の測定条件は、ＬａＢ６の電子銃のＥＰＭＡ装置を用いて、加速電圧を１５ｋＶ、照射電流を１００ｎＡとし、ビーム径は測定ピッチと同じ値とし、測定時間は５０ｍｓで実施する。５０μｍピッチの線分析及び面分析では、測定時間を２０ｍｓとした短時間測定でも差し支えない。

（個数割合で９９％以上の介在物粒子の円相当径が４．０μｍ以下）
本実施形態に係る鋼板は、板厚方向の断面のｔ／４位置及びｔ／２位置をそれぞれ中心位置とする一辺４ｍｍの矩形の領域において、円相当径が０．５μｍ以上かつＴｉを２０質量％以上含む介在物粒子を特定した場合に、その介在物粒子のうち、９９％以上の個数割合の介在物粒子の円相当径が４．０μｍ以下である必要がある。言い換えると、特定した介在物粒子の円相当径についての粒度分布において、累積分布関数９９％に対応する円相当径が４．０μｍ以下である必要がある。個数割合で９９％以上の介在物粒子の円相当径が４．０μｍを超えると、応力除去焼鈍後の靭性の低下が顕著になる。個数割合で９９％以上の介在物粒子の円相当径は、３．０μｍ以下でもよく、２．５μｍ以下でもよい。

個数割合で９９％以上の介在物粒子の円相当径は以下の方法で測定する。
個数割合で９９％以上の介在物粒子の円相当径は、鏡面仕上げした鋼板の観察面に対して、板厚方向の断面の板厚ｔ／４位置及びｔ／２位置をそれぞれ中心位置とする一辺４ｍｍの矩形の領域を無作為に選出し、当該領域に対してＥＤＳ分析装置などを備えたＳＥＭを用いて、加速電圧を３～３０ｋＶとして観察を行う。領域内で視野を走査させ、観察される母相と異なるコントラストの介在物粒子を抽出し、画像解析により面積を求めるとともに、粒子中央付近のＥＤＳ点分析を実施する。円相当径は、介在物粒子の面積をＡとすると、√（４Ａ／π）で求められる。各介在物粒子のうち、円相当径が０．５μｍ以上かつＴｉを２０質量％以上含む介在物粒子を特定し、それら介在物粒子の円相当径についての粒度分布において、累積分布関数９９％に対応する円相当径円を求める。

（降伏強度：６７０～８７０ＭＰａ）
（引張強さ：７８０～９４０ＭＰａ）
本実施形態では、鋼板の降伏強度を６７０～８７０ＭＰａとし、鋼板の引張強さを７８０～９４０ＭＰａとする。液化ＣＯ_２用の輸送タンクのような大型溶接構造物の重量を軽減するためには、板厚が薄くても構造物の強度が確保できる鋼板が必要とされる。通常、このような用途で用いられる鋼板として選択されるものは、上述した降伏強度及び引張強さを有する鋼板であるので、本実施形態も上述した降伏強度及び引張強さを有するように製造される。必要に応じて、降伏強度を６９０ＭＰａ以上としてもよく、８３０ＭＰａ以下としてもよい。引張強さを８００ＭＰａ以上としてもよく、９００ＭＰａ以下としてもよい。

（硬度の平均値、標準偏差）
本実施形態に係る鋼板は、ｔ／４位置での０．５ｍｍ×０．５ｍｍ、０．０５ｍｍピッチの硬度分布測定において、１２１点の測定位置における硬度の平均値が２６５Ｈｖ～２９０Ｈｖ、標準偏差が２０以下である必要がある。
硬さの分布が不均一となると、母材の靭性が劣化するおそれがあり、硬度の平均値が２６５Ｈｖ未満かつ標準偏差が２０を超えると母材靭性が確保できない。
一方で、平均値が２９０Ｈｖを超えると、強度が高くなりすぎることで、靭性が低下するおそれがある。
本実施形態に係る鋼板の組織は、主として、強度靭性バランスに優位なマルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織の混合組織が好ましい。硬度の標準偏差、及び硬度の平均値が上記の範囲にある場合、マルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織が主として含まれる組織となっていると考えられる。上部ベイナイトが含まれている場合、硬度の平均値が２６５Ｈｖ未満又は標準偏差が２０を超えることが懸念される。上部ベイナイトは、局所的なγ粒径やミクロ偏析のバラツキにより、部分的に焼入れ性が低下することで形成される場合がある。

硬度標準偏差（分布）は、鋼板のＴＤを観察面としてミクロ試料を採取し、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、測定を行う。測定領域はミクロ観察面内の任意のｔ／４位置を中心とする０．５ｍｍ×０．５ｍｍの範囲とし、測定ピッチ０．０５ｍｍ、測定荷重は２５ｇｆで縦１１点×横１１点の計１２１点測定を行う。得られた測定値から、平均値と標準偏差とを算出する。

（中心偏析部の最大硬度ＨＶｍａｘ：４００ＨＶ以下）
母材靭性は、硬さが硬い程、応力除去焼鈍後の靭性が低下する。応力除去焼鈍後の靭性を維持するためには、偏析度［Ｍ］ｍａｘ／［Ｍ］の測定位置における最高硬さを４００ＨＶ以下とする必要がある。すなわち、上記の三次領域（中心偏析部）の領域内において、光学顕微鏡観察を無作為に例えば５視野撮影し、各視野中央の硬度を荷重１００ｇのビッカース試験で測定し、最大硬度を中心偏析部の最大硬度ＨＶｍａｘとする。Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉで三次領域が異なる場合には、Ｎｉの三次領域（偏析度［Ｎｉ］ｍａｘ／［Ｎｉ］の測定位置）において、最高硬さを４００ＨＶ以下とする。

（板厚：２５～６０ｍｍ）
板厚が２５ｍｍ未満の鋼板を溶接する場合では、一般的に応力除去焼鈍が不要である。しかしながら、本実施形態に係る鋼板は、応力除去焼鈍が必要な鋼板を対象とするので、板厚は２５ｍｍ以上とする。
一方、板厚が６０ｍｍを超える鋼板は、輸送用タンクの重量増となり好ましくない。したがって、本実施形態に係る鋼板の板厚は６０ｍｍ以下とする。

更に、本実施形態に係る鋼板は、以下の説明する特性を備えていてもよい。

（組織）
本実施形態に係る鋼板は、板厚方向の断面のｔ／４位置における組織が、マルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織の混合組織であることが好ましい。マルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織は合計で８５．０面積％以上であるとよい。この場合、上記の硬さの標準偏差、平均硬さを満足しやすい。

マルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織の面積率は、以下の方法で測定する。
各金属組織の面積率の測定は、鋼板のＬ断面、即ち鋼板の圧延方向ＲＤに平行で、板表面に対して垂直な面で測定される。観察視野は、観察視野の面積は４００００μｍ^２以上とする。例えば、鋼板の表面に沿った寸法が２５０μｍであり、且つ鋼板の厚さ方向に沿った寸法が２００μｍである、面積５００００μｍ^２の長方形形状である。
金属組織は、ナイタールエッチングによって現出させる。光学顕微鏡による組織観察と以下の要領による組織判定によって、各観察領域における金属組織の面積率が得られる。
上部ベイナイトは、白いコントラストで観察されるフェライト地の粒内に、明瞭な黒いコントラストで点状あるいは粒状で観察されるセメンタイト及びオーステナイト・マルテンサイト混成物の一種又は二種以上が観察される、塊状又は針状や不定形（主に湾曲した粒界を有し塊状）の組織である。上部ベイナイト中に観察される上記セメンタイト及びオーステナイト・マルテンサイト混成物は、フェライトラスに沿って列状に生成する場合もあるが、ランダムに並んでいるように観察される場合もある。上部ベイナイトのラス組織は、ラス幅が１．０μｍ以上で、複数のラス状組織が平行に並んだ形態であるが、ラスの間隔や方向があまり整っていない形態のものもある。旧オーステナイト粒界は、コントラストが不鮮明である場合や、凹凸のある鋸刃上の形態で判別が困難な場合がある。例えば図５の左側の組織写真は、上部ベイナイト組織の組織写真である。
マルテンサイト組織及び下部ベイナイト混合組織は、白いコントラストで観察される母相の粒内に、明瞭な黒いコントラストの細かいラスが観察される組織である。本実施形態においては、ラス幅が１．０～３．０μｍで、ラス内及びラス境界に黒いコントラストで観察されるセメンタイトが多数観察される組織である。ただし、焼戻しマルテンサイト中に観察されるセメンタイトは微細で析出密度も高いため、光学顕微鏡では無数の白い粒状のコントラストや微細なものが集まった雲状のコントラストの濃淡として観察される場合もある。旧オーステナイト粒界は、線状の黒いコントラストが鮮明に観察できるが、粒内のラスと見分けがつかず、その判別が困難な場合がある。
例えば図５の右側の組織写真は、マルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織の組織写真である。

（鋼板の板厚中心部における平均結晶粒径：１５．０μｍ以下）
本実施形態では、所定の靱性を確保するため、鋼板の板厚中心部における平均結晶粒径を１５．０μｍ以下とする。応力除去焼鈍の前後の母材靭性を向上させるために、必要に応じて、平均結晶粒径の上限を１４．５μｍ以下、１４．０μｍ以下としてもよい。鋼板の板厚中心部における平均結晶粒径は小さい方が好ましいので、その下限値を規定する必要はない。通常、平均結晶粒径は、最も小さい場合約１０．０μｍ程度となる。

平均結晶粒径は、以下の方法で測定する。
Ｌ断面が観察できるように、鋼板から長手方向に１０～２０×板厚方向に１０～３０ｍｍのサンプルを切り出す。このサンプルを、コロイダルシリカによって研磨する。対象となる断面の５００×５００μｍの範囲を、１．０μｍのステップで、ＥＢＳＤ装置（ＴＳＬ社製、又はＡｍｅｔｅｋ－ＥＤＡＸ社製）を用いて、電子ビーム後方散乱回析パターン解析法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ：ＥＢＳＤ法）を用いた結晶方位測定を行う。その際、加速電圧は１０～３０ｋＶとする。
得られた結晶方位を結晶方位解析ソフトウエア（ＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ７ ｘ６４）を用いて解析し、結晶方位差が１５°以上の粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、結晶粒毎の面積で重みづけをした面積加重平均で算出した値を、平均結晶粒径とする。
結晶方位解析ソフトウエアでは、観察面上に作成された６角形のピクセルごとに結晶の方位データが記録されている、したがってこれらのピクセルのそれぞれには隣接するピクセルがあり、隣接するピクセルとの間の境界(６角形の１辺)にはそれぞれ結晶方位差(ｄｅｇｒｅｅ)が定義される。
隣接ピクセル間の結晶方位差が１５°以上（以下１５°境界）の場合、そのピクセル境界は結晶粒界に相当している可能性があるものとしてマップ上に粒界候補として保持する。このような方位差の計算をすべてのピクセル境界に対して行い、隣接する粒界候補が連続している場合にそれを連結し、観察（データ採取）領域内で一つの閉曲線（折れ線）を形成する場合、その閉曲線で包囲された領域を一つの粒と定義する。
１５°境界が閉曲線を形成せず、観察領域内で端部を持つ場合、それは結晶粒界とはみなさず(亜粒界として)無視する。また、１５°境界が観察領域の辺と交差する場合は、結晶粒は観察領域の外側にも広がっていることを意味し、その領域はひとつの結晶粒の領域を反映していないので、半領域として無視する。このようにして、観察領域内で１５°境界で完全に閉じた領域だけを結晶粒に相当するものとみなし、その数と１ピクセルの(ステップサイズを１辺とする６角形の)面積を掛け合わせたものを結晶粒の面積とみなす。最後に各閉領域の面積を同じ面積を持つ円の直径を求め、一つの結晶粒の径と定義する。
１５°境界が観察領域内で閉曲線を形成する場合でも、その中のピクセル数が１個以下の場合はノイズとみなし、粒径の算定には用いない。

（応力除去焼鈍後の－４５℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４０Ｊ以上）
本実施形態に係る鋼板は、破壊を未然に防止することを目的として、輸送用タンクに組み立てられた後に溶接部に対して応力除去焼鈍を行うが、この際に、溶接部のみならず母材も加熱される。母材が加熱されると、母材の靭性が低下する傾向になる。原因は明確ではないが、Ｐ（リン）が粒界に拡散し、また、組織中に介在物の成長又は凝集が起きることによって、脆性が低下して靭性が低下するものと推測される。よって、本実施形態に係る鋼板は、好ましくは、応力除去焼鈍後の－４５℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４０Ｊ以上とする。これにより、安全性をより高めることができる。

応力除去焼鈍後の－４５℃におけるシャルピー吸収エネルギーは、保持温度が６００～６２０℃、保持時間が２．０～２．８時間、降温速度が４２５℃以上の温度域において５５～１００℃／ｈ（℃／時）の範囲である応力除去焼鈍を鋼板に対し行った場合に、応力除去焼鈍が行われた箇所において測定する。

（－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値が０．０５ｍｍ以上）
本実施形態に係る鋼板は、上記の特徴によって、優れた靱性が得られるが、本実施形態に係る鋼板よりなる輸送用タンクの安全性の確保の観点で、－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値が０．０５ｍｍ以上であることが好ましい。

（－７０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ以上）
また、本実施形態に係る鋼板は、－７０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ以上であることが好ましい。これにより、本実施形態に係る鋼板を含む、又は本実施形態に係る鋼板からなる輸送用タンクの安全性の確保が可能となる。
－７０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは、ｔ／４位置で測定した数値である。また、本実施形態において、シャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ以上を満たすとは、ｔ／４位置の異なる３つの測定位置で測定した場合に、最小値が５０Ｊ以上であることを意味する。

（応力除去焼鈍後の降伏強度が６７０～８７０ＭＰａ、引張強さが７８０～９４０ＭＰａ）
本実施形態に係る鋼板は、応力除去焼鈍後の降伏強度が６７０～８７０ＭＰａ、引張強さが７８０～９４０ＭＰａであることが好ましい。この場合、応力除去焼鈍がなされた液化ＣＯ_２用の輸送用タンクにおいて、十分な強度を確保できる。

＜液化ＣＯ_２用容器＞
本実施形態に係る液化ＣＯ_２用容器は、上述した本実施形態に係る鋼板を加工し、溶接することで形成される。そのため、本実施形態に係る液化ＣＯ_２用容器本実施形態に係る鋼板を含む。実質的に、本実施形態に係る鋼板（母材部）と、本実施形態に係る鋼板と溶接材料が溶融して再凝固して形成された溶接部と、からなっていてもよい。

＜製造方法＞
次に、本実施形態に係る鋼板及び液化ＣＯ_２用容器の製造方法について、以下に説明する。本実施形態に係る鋼板は、製造方法によらず、上記の特徴を有していれば、その効果を奏するが、以下に示す製造方法によれば、安定して製造できる。
上述の成分を有する鋼を鋼板として製造するためには、転炉法又は電炉法によって製造され、二次精錬設備で精錬された鋼を、連続鋳造あるいは造塊分塊によりスラブとする。その後、スラブを、スラブ加熱炉により９５０～１２５０℃程度に加熱した後、熱間圧延により所定の板厚まで圧延して、鋼板とすることが好ましい。更に、この鋼板に焼入れ及び焼戻しを行って、所定の特性を有する鋼板（最終鋼板）を得る。
各工程の好ましい条件について説明する。
（二次精錬工程）
二次精錬工程は、公知の方法で行うことができる。本実施形態に係る鋼板は、Ｐ含有量を０．００６％以下に低減する必要がある。通常の脱リン方法ではＰ含有量を０．００６％以下まで低減させられない場合があるが、その場合、脱リン処理の時間を長くするなどの対応を行えばよい。

（鋳造工程）
鋳造工程では、スラブを得る。その際、個数割合で９９％以上の介在物粒子の円相当径を４．０μｍ以下に制御するために、タンディッシュでの介在物の浮上分離と、鋳型での凝固初期における溶鋼流の電磁ブレーキによる介在物の浮上分離と、鋳造時における軽圧下とによる中心偏析の軽減とを行う。軽圧下は、例えば、３％以下、２％以下又は１％以下の圧下率でよい。軽圧下は、凝固末期に行うことが好ましい。

（熱間圧延工程）
次に熱間圧延工程について説明する。
圧延前の加熱温度が１２５０℃を超えると、平均結晶粒径の粗大化を招く。従って、圧延前の加熱温度を１２５０℃以下とすることが好ましい。また、圧延前の加熱温度が９５０℃を下回ると、圧延時に低温圧延となり１パスあたりの圧下量が小さくなり、板厚中心部付近で十分な圧下効果が得られなくなる。従って、圧延前の加熱温度を９５０℃以上とすることが好ましい。

圧延に際しては、圧延温度が１１５０～９００℃の範囲内における累積圧下率を５０％以上とすることが望ましい。熱間圧延後、直ちに水冷される直接焼入れ処理を鋼板に実施する場合には、圧延温度が１１５０～９００℃の範囲内における累積圧下率を５０％以上とすることが望ましい。累積圧下率の上限は特に規定する必要はないが、累積圧下率は、例えば８０％以下でもよく、７０％以下でもよい。

（焼入れ工程）
熱間圧延後は、直接焼入れ処理、熱間圧延後に鋼板を一旦冷却した後に再加熱する再加熱焼入れ処理、のいずれか一方又は両方を行う。両方を行う場合は、直接焼入れ処理後に再加熱焼入れ処理を行う。直接焼入れ処理とは、熱間圧延後に直ちに水冷する焼入れ処理である。再加熱焼入れ処理とは、熱間圧延後に鋼板を一旦冷却し、その後に再加熱する焼入れ処理である。

直接焼入れ処理の条件は、冷却開始温度をＡｒ３点以上とし、且つ３００℃以下まで水冷を行う。水冷時の平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に制限はないが、例えば、５０℃／秒以下でもよく、２０℃／秒以下でもよく、１５℃／秒以下でもよい。

再加熱焼入れ処理の条件は次の通りとする。
焼入れ処理時の加熱温度（つまり焼入れ温度）は、９２５℃以下とすることが望ましく、９２０℃以下でもよく、９１５℃以下でもよく、９１０℃以下でもよい。何故なら、厚手の鋼板は、圧延後に金属組織が十分に微細化されない場合があるからである。十分に金属組織が微細化されていない鋼板に対する焼入れ温度が９２５℃超であると、加熱に伴い形成する逆変態γ組織が粗大となり、その後の冷却によってγ／α変態した後の最終組織の平均結晶粒径も粗大となるためである。一方で、焼入れ温度の下限は、Ａｃ３点をわずかに上回る温度（例えば、Ａｃ３点以上且つＡｃ３点＋２０℃以下の温度範囲内）では、逆変態γ粒径のばらつきやＢを含む炭化物の固溶が十分でなく、焼入れ性が不足する場合があるので好ましくない。したがって、焼入れ温度の下限は８８０℃以上が好ましく、より好ましくは８９０℃以上である。

Ａｒ３点は、以下の方法で求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０×Ｃ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－１５×Ｃｒ－５５×Ｎｉ－８０×Ｍｏ＋０．３５×（ｔ－８） …（Ａ）
上記（Ａ）式において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは鋼中の各元素の含有量（質量％）であり、ｔは熱間圧延後の鋼板の板厚（ｍｍ）である。また、鋼片温度は、鋼片の表面温度を意味する。

（焼戻し工程）
本実施形態に係る鋼板の製造方法では、焼入れ工程後の鋼板に、更に焼戻しを行う。焼戻しの加熱温度（つまり焼戻し温度）は、６６０℃以下とする。焼戻し温度が６６０℃超であると、焼戻し効果が過剰となり、降伏強度及び引張強さを確保することが困難となる。
一方、焼戻し温度が低過ぎると、焼戻しが不十分になり、降伏強度及び引張強さを確保することが困難となる。そのため、焼戻し温度は、５００℃以上とする。焼戻し温度は、好ましくは６００℃以上とする。

再加熱焼入れの後又は焼戻しの後に冷却を行う場合、焼戻し脆化による母材の靭性低下を防止するために、空冷ではなく、水冷により鋼板の冷却を行う（加速冷却を実施する）ことが望ましい。この場合、３００℃までの平均冷却速度を０．１℃／秒以上又は０．５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度は５℃／秒以上としてもよい。

本実施形態に係る鋼板は、液化ＣＯ_２輸送タンク（液化ＣＯ_２用容器）用の鋼板として好適である。例えば、船舶に搭載する輸送用タンクとして用いることができる。船舶によってＣＯ_２を輸送する際は、船舶に備え付けられた輸送タンクに、液化されたＣＯ_２を充填して輸送するが、輸送タンク内でのＣＯ_２の固体化を防止するために、２ＭＰａ程度の圧力に保持した状態で輸送することが好ましい。また、２ＭＰａ程度の圧力においてＣＯ_２を液体の状態を維持するには、ＣＯ_２を－３５℃程度に保つことが好ましい。本実施形態に係る鋼板は、このような用途に好適に用いることができる。

本実施形態に係る液化ＣＯ_２用容器は、本実施形態に係る鋼板を、所定の形状に切断、加工し、複数枚の鋼板を、溶接によって接合することで形成される。また、溶接後、応力除去焼鈍を行ってもよい。
溶接に際しては、溶接入熱が１．１～４．５ｋＪ／ｍｍとし、一般的な条件で行えばよい。
応力除去焼鈍は、ＪＩＳ Ｚ ３７００：２００９「溶接後熱処理方法」に規定された内容に準拠する応力除去焼鈍を行えばよい。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。

高炉処理を終えた溶銑を溶銑鍋に出銑し、脱硫等の溶銑予備処理を行った後に、溶銑を転炉に挿入し、転炉中の溶鋼に対して成分調整を行った。

この溶鋼を連続鋳造によって鋳造し、表１Ａ～表３Ｂに示す化学組成を有するスラブを得た。鋳造工程においては、タンディッシュでの介在物の浮上分離と、鋳型での凝固初期における溶鋼流の電磁ブレーキによる介在物の浮上分離を行い、また、一部の例を除いて、鋳造時における軽圧下（圧下率：１％以下）による中心偏析の軽減を行った。
その後、スラブを、加熱炉により表４Ａ、表４Ｂに示す加熱温度に加熱した後、熱間圧延により所定の板厚まで圧延して、鋼板とした。
更に、この鋼板に焼入れ、焼戻しを行って、所定の特性を有する鋼板（最終鋼板）を得た。
表４Ａ、表４Ｂに、鋳造時における軽圧下の有無、圧延前の加熱温度、熱間圧延の１１５０～９００℃の累積圧下率、圧延後の板厚、直接焼入れ処理の条件（冷却開始温度、冷却終了温度、平均冷却速度）、再加熱焼入れ処理の条件（焼入れ温度）及び焼戻しの条件（焼戻し温度）を示す。
再加熱焼入れ及び焼戻し後の冷却は水冷により行い、３００℃までの平均冷却速度を０．１℃／秒以上とした。

表１Ａ～表３Ｂに鋼板の化学組成、α値、β値、γ値、ｆＢ値及び炭素当量Ｃｅｑを示す。また、表５Ａ～表６Ｂに、１２１点の測定位置における母材硬度の平均値（平均Ｈｖ）、その標準偏差、最大硬度ＨＶｍａｘ、マルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織の組織分率（％）、平均結晶粒径（ＥＢＳＤ粒径）、降伏強度（ＭＰａ）、引張強さ（ＭＰａ）、降伏比、ｔ／４位置及びｔ／２位置における－７０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｊ）、－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値（ｍｍ）を示す。更に、表５Ａ、表５Ｂに、板厚中心部の偏析度（［Ｓｉ］ｍａｘ／［Ｓｉ］、［Ｐ］ｍａｘ／［Ｐ］、［Ｃｕ］ｍａｘ／［Ｃｕ］、［Ｎｉ］ｍａｘ／［Ｎｉ］）が所定の範囲を満たすかどうか、及び、９９％以上の個数割合の介在物粒子の円相当径が４．０μｍ以下であったか（４．０μｍ以下の場合には“〇”、４．０μｍ超であった場合には“×”）を示す。

板厚中心部の偏析度（［Ｓｉ］ｍａｘ／［Ｓｉ］、［Ｐ］ｍａｘ／［Ｐ］、［Ｃｕ］ｍａｘ／［Ｃｕ］、［Ｎｉ］ｍａｘ／［Ｎｉ］）の測定方法及び平均結晶粒径の測定方法は、前述の通りとした。

引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０２３に準拠し、２本の試験片を用いて行った。降伏強度（０．２％耐力）及び引張強さは、それぞれ、２本の試験片の平均値である。降伏比は、引張強さＴＳに対する降伏強度ＹＳの割合であり、百分率、すなわち、１００×（ＹＳ／ＴＳ）で表される。降伏比の単位は％である。

硬度測定は、鋼の圧延方向に平行な面を観察面としてミクロ試料を採取し、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、測定を行った。測定領域はミクロ観察面内の任意のｔ／４位置を中心とする０．５ｍｍ×０．５ｍｍの範囲とし、測定ピッチ０．０５ｍｍ、測定荷重は２５ｇｆで縦１１点×横１１点の計１２１点測定を行った。得られた測定値から、平均値と標準偏差を算出した。

また、板厚中心部の偏析度を測定する際に特定した三次領域の領域内において、光学顕微鏡観察を無作為に例えば５視野撮影し、各視野中央の硬度を荷重１００ｇのビッカース試験で測定し、最大硬度を中心偏析部の最大硬度ＨＶｍａｘとした。

マルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織の組織分率は、硬度分布測定と同じ断面において、ＳＥＭ観察を行うことにより、マルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織を同定し、合計面積率（組織分率）を求めた。組織分率の測定方法は前述の通りとした。

また、溶接継手を作成し、評価した。Ｋ開先を作成し、２０体積％ＣＯ_２を含有するアルゴンガスをシールドガスとし、溶接ワイヤを日鉄溶接工業（株）製の溶接ワイヤＹＭ－６９Ｆとし、入熱量を２．０ｋＪ／ｍｍとし、予熱を１００℃として、多層盛りのガスシールドアーク溶接を行い、溶接継手を製造した。その後、母材及び溶接部に対して応力除去焼鈍（ＳＲ）を行った。応力除去焼鈍は、保持温度を６００～６２０℃とし、保持時間を２．０～２．８時間（２時間４８分）とし、降温速度は、４２５℃以上の温度域において５５～１００℃／ｈの範囲の条件とした。

表６Ａ、表６Ｂに、母材のＳＲ後の降伏強度及び引張強さを示す。

また、表６Ａ、表６Ｂに、母材のｔ／４位置におけるＳＲ後の－４５℃のシャルピー吸収エネルギー、ＳＲ後の－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値を示す。

更に、表７Ａ、表７Ｂに、ＳＲ前の溶接部に隣接する溶接部表側の母材の表層（Ｉ側ＦＬ）及びｔ／２位置における－７０℃のシャルピー吸収エネルギー、－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値を示す。

更に、表７Ａ、表７Ｂに、ＳＲ後の溶接部に隣接する溶接部表側の母材の表層（Ｉ側ＦＬ）及びｔ／２位置における－４５℃のシャルピー吸収エネルギー、－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値を示す。

母材及び溶接部のシャルピー吸収エネルギーは、母材及び溶接部から三個ずつＶノッチ試験片を採取し、所定の温度でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_－６５）を測定した。Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０２３に記載されたＶノッチ試験片に準じて作成した。また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０２３に準拠して行った。－７０℃のシャルピー吸収エネルギーは、ｔ／４位置の異なる３つの測定位置で測定した場合の最小値を記載した。

ＣＴＯＤ試験のσ値は、（δｃ_{ａｔ－１０℃}）は、ＢＳ７４４８規格（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）Ｐａｒｔ１（１９９１）、及びＢＳ７４４８規格（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）Ｐａｒｔ２（１９９７）に準拠して測定を行った。具体的には、Ｋ形開先の加工した鋼板突き合わせ部に、入熱量３５ｋＪ／ｍｍでガスシールドアーク溶接を実施し、溶接部のＣＴＯＤ試験片の疲労ノッチの先端が、溶接部のＩ側フュージョンラインの板厚中央部となるよう加工し、ＣＴＯＤ試験を所定の温度で実施した。母材については、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるＣ方向（板幅方向）について評価を行った。溶接継手については、Ｌ方向（圧延方向）についてのみ評価を行った。溶接継手のＣＴＯＤの評価においては、疲労き裂の先端が溶接ボンドに相当するように試験片を採取した。各試験温度で、３本の試験を行い、得られた測定データの最低値をＣＴＯＤ試験のδ値とした。表６Ａ～表７Ｂに示すＣＴＯＤの単位はｍｍである。

母材の－７０℃のシャルピー吸収エネルギーの最小値が５０Ｊ以上になり、母材の－３５℃のＣＴＯＤが０．０５ｍｍ以上になり、かつ、ＳＲ前及びＳＲ後における継手の－３５℃のＣＴＯＤが０．０５ｍｍ以上になる場合を合格とした。

表１Ａ～表７Ｂに示すように、本発明例であるＮｏ．１～１４は、いずれも、ＳＲの前後において、母材部が低温での優れた靱性を有していた。特に、ｔ／４位置におけるＳＲ後の－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値が０．０５ｍｍ以上となり、ＳＲ処理後であっても、低温での優れた耐脆性破壊性を示した。また、ＳＲ処理後の降伏強度が６７０～８７０ＭＰａ及び引張強さが７８０～９４０ＭＰａとなり良好な値を示した。更に、Ｎｏ．１～１４は、ＳＲ前後において、溶接継手の－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値がいずれも０．０５ｍｍ以上となり、低温での優れた耐脆性破壊性を示した。

一方、表１Ａ～表７Ｂに示すように、比較例であるＮｏ．１５～４４、５８は、鋼の化学組成が本発明で規定される範囲を外れたことで、低温靱性が劣位になった。すなわち、すなわち、母材の－７０℃のシャルピー吸収エネルギーの最小値が５０Ｊ未満になるか、母材の－３５℃のＣＴＯＤが０．０５ｍｍ未満になるか、あるいは、溶接継手のＳＲ前又はＳＲ後における－３５℃のＣＴＯＤが０．０５ｍｍ未満になった。

また、Ｎｏ．４５～５７は、鋼成分が本発明の成分範囲を満たしていたが、製造条件が好ましい製造条件を満足しなかったことで、低温靭性が劣位になった。すなわち、母材の－７０℃のシャルピー吸収エネルギーの最小値が５０Ｊ未満になるか、母材の－３５℃のＣＴＯＤが０．０５ｍｍ未満になるか、又は、溶接継手のＳＲ前又はＳＲ後における－３５℃のＣＴＯＤが０．０５ｍｍ未満になった。

本発明によれば、鋼板の強度及び低温靭性並びに応力除去焼鈍後の低温靭性に優れるとともに、溶接継手にした場合の応力除去焼鈍後の低温靭性にも優れる液化ＣＯ_２輸送タンク用の鋼板及び液化ＣＯ_２用容器を提供できる。そのため、産業上の利用可能性が高い。

１０ 鋼板
１１ 金属組織観察用試料

Claims (5)

1. 液化ＣＯ_２輸送タンク用の鋼板であって、
   化学成分が、質量％で、
   Ｃ ：０．０７０～０．１１０％、
   Ｓｉ：０．１０～０．１５％、
   Ｍｎ：０．７０～１．２０％、
   Ｎｉ：１．００～２．５０％、
   Ｃｒ：０．２０～０．８０％、
   Ｍｏ：０．２０～０．８０％、
   Ｖ ：０．００５～０．０７０％、
   Ａｌ：０．０３０～０．１００％、
   Ｂ ：０．０００５～０．００３０％、
   Ｎ ：０．００１５～０．００５０％、
   Ｐ ：０．００６％以下、
   Ｓ ：０．００３０％以下、
   Ｃｕ：０～１．００％、
   Ｎｂ：０～０．０３０％、
   Ｔｉ：０～０．０１０％、
   Ｃａ：０～０．００３０％、
   Ｍｇ：０～０．００３０％、
   ＲＥＭ：０～０．００３０％、
   Ｏ ：０．００４０％以下、
   残部：Ｆｅ及び不純物であり、
   下記（１）式によって定義されるα値が１．００～１．５０質量％であり、
   下記（２）式によって定義されるβ値が１０．００～１５．００であり、
   下記（３）式によって定義されるγ値が０．７０～１．５０質量％であり、
   下記（４）式によって定義されるＣｅｑが０．５５０～０．６２０質量％であり、
   降伏強度が６７０～８７０ＭＰａであり、
   引張強さが７８０～９４０ＭＰａであり、
   板厚をｔとしたとき、前記ｔが２５～６０ｍｍであり、
   板厚方向の断面のｔ／４位置において、マルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織が合計で８５．０面積％以上であり、
   ｔ／４位置での０．５ｍｍ×０．５ｍｍ、０．０５ｍｍピッチの硬度分布測定において、１２１点の測定位置における硬度の平均値が２６５Ｈｖ～２９０Ｈｖ、標準偏差が２０以下であり、
   中心偏析部の最大硬度ＨＶｍａｘが４００ＨＶ以下であり、
   板厚中心部の偏析度が下記（５）式～（８）式を全て満たし、
   板厚方向の断面の、ｔ／４位置及びｔ／２位置をそれぞれ中心位置とする一辺４ｍｍの矩形の領域における円相当径が０．５μｍ以上かつＴｉを２０質量％以上含む介在物粒子のうち、９９％以上の個数割合の介在物粒子の円相当径が４．０μｍ以下であり、
   電子ビーム後方散乱回析パターン解析法を用いた結晶方位解析を行うことにより判別される、結晶方位差が１５°以上の粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、結晶粒毎の面積で重みづけをした面積加重平均で算出した値を、平均結晶粒径と定義したとき、前記鋼板の板厚中心部における前記平均結晶粒径が１５．０μｍ以下である、
   鋼板。
   α＝［Ｃ］＋６×［Ｓｉ］＋１００×［Ｐ］ …（１）
   β＝０．６５×［Ｃ］^１／２×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１０×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］） …（２）
   γ＝［Ｍｎ］＋２０×［Ｎｂ］＋３６×［Ｔｉ］ …（３）
   Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５ …（４）
   ［Ｓｉ］ｍａｘ／［Ｓｉ］≦１．９ …（５）
   ［Ｐ］ｍａｘ／［Ｐ］≦２０．０ …（６）
   ［Ｃｕ］ｍａｘ／［Ｃｕ］≦２．５ …（７）
   ［Ｎｉ］ｍａｘ／［Ｎｉ］≦２．０ …（８）
   ここで、（１）式～（８）式における［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］及び［Ｖ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの含有量（質量％）であって不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入する。
   また、（５）式～（８）式における［Ｓｉ］ｍａｘ、［Ｐ］ｍａｘ、［Ｃｕ］ｍａｘ及び［Ｎｉ］ｍａｘは、それぞれ、前記鋼板の板厚方向の断面のうち、ｔ／２位置を中心に板厚方向に±５ｍｍ、圧延方向に１０ｍｍの一次領域から、各元素のＥＰＭＡ線分析結果に基づき各元素の濃度が最大となる一辺が１ｍｍの矩形の二次領域を選定し、更に、前記二次領域から、各元素のＥＰＭＡ面分析結果に基づき各元素の濃度が最大となる一辺が２０μｍの矩形の三次領域を選定した場合の、前記三次領域内の各元素の平均濃度値である。また、前記三次領域を前記中心偏析部とする。
2. 下記（Ａ）式～（Ｅ）式によって求められる［ｆＢ］が０．０００３％以上である、
   請求項１に記載の鋼板。
   ［ｆＢ］＝［Ｂ］－０．７７×［ｆＮ］ …（Ａ）
   ［ｆＮ］＝［Ｎ］－０．２９×［ｆＴｉ］－０．５２×［ｆＡｌ］ …（Ｂ）
   ［ｆＴｉ］＝［Ｔｉ］－２×［ｆＯ］ …（Ｃ）
   ［ｆＡｌ］＝［Ａｌ］－１．１２５×［ｆＯ］ …（Ｄ）
   ［ｆＯ］＝［Ｏ］－０．４×［Ｃａ］－０．６６×［Ｍｇ］－０．１１×［ＲＥＭ］ …（Ｅ）
   ここで、（Ａ）式～（Ｅ）式における［Ｂ］、［Ｎ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［Ｏ］、［Ｃａ］、［Ｍｇ］、[ＲＥＭ]はそれぞれ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｏ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量（質量％）であって、不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入し、また、［ｆＮ］、［ｆＴｉ］、［ｆＡｌ］、［ｆＯ］の計算値が０％未満の場合は０を代入する。
3. 保持温度が６００～６２０℃の範囲であり、保持時間が２．０～２．８時間の範囲であり、且つ、降温速度が、４２５℃以上の温度域において５５～１００℃／ｈの範囲である応力除去焼鈍を前記鋼板に対し行った場合、前記応力除去焼鈍が行われた箇所の、降伏強度が６７０～８７０ＭＰａであり、引張強さが７８０～９４０ＭＰａであり、－４５℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４０Ｊ以上である、
   請求項１又は請求項２に記載の鋼板。
4. 請求項１又は請求項２に記載の鋼板を含む液化ＣＯ_２用容器。
5. 請求項３に記載の鋼板を含む液化ＣＯ_２用容器。