JP6760056B2

JP6760056B2 - 液体水素用Ｎｉ鋼

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Publication number: JP6760056B2
Application number: JP2016254769A
Authority: JP
Inventors: 哲也滑川; 学星野; 慎一大宮; 崇之加賀谷
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2016-12-28
Filing date: 2016-12-28
Publication date: 2020-09-23
Anticipated expiration: 2036-12-28
Also published as: JP2018104793A

Description

本発明は、液体水素用Ｎｉ鋼、すなわち、液体水素を貯蔵するタンクなど、主に、−２５３℃付近での用途を対象とする、Ｎｉを含有する鋼に関するものである。

近年、クリーンエネルギーとしての液体水素の利用に対する期待が高まっている。液体水素などの液化ガスを貯蔵、運搬するタンクに使用される鋼板には、優れた極低温靭性が求められ、脆性破壊しにくいオーステナイト系ステンレス鋼が用いられている。オーステナイト系ステンレス鋼は十分な極低温靭性を有するが、汎用材の室温での降伏応力は２００ＭＰａ程度である。

強度が不十分なオーステナイト系ステンレス鋼を液体水素タンクに適用する場合、大型化には限界がある。また、鋼材の降伏応力が２００ＭＰａ程度であると、タンクの大型化に際して板厚を４０ｍｍ超にする必要があるため、タンク重量の増大や製造コストの増加が問題となる。このような課題に対し、室温での０．２％耐力が４５０ＭＰａの板厚５ｍｍのオーステナイト系高Ｍｎステンレス鋼が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。
また、代表的な液化ガスである液化天然ガス（ＬｉｑｕｅｆｉｅｄＮａｔｕｒａｌＧａｓ：ＬＮＧ）用のタンク（ＬＮＧタンクと称する場合がある。）には、フェライト系の９％Ｎｉ鋼が使用されている。ＬＮＧは液体水素に比べて高温であるとはいえ、９％Ｎｉ鋼は優れた極低温靭性を有しており、従来から、ＬＮＧタンクに適した種々の９％Ｎｉ鋼や、７％Ｎｉ鋼が提案されている（例えば、特許文献２〜４、参照）。また、９％Ｎｉ鋼は、室温での降伏強度を５９０ＭＰａ以上にすることも可能であり、大型のＬＮＧタンクにも適用できる。

例えば、特許文献２には、５〜７．５％のＮｉを含有し、室温での降伏応力が５９０ＭＰａより高く、−２３３℃でのシャルピー試験での脆性破面率が５０％以下である、板厚２５ｍｍの低温用鋼が開示されている。特許文献２では、−１９６℃で安定な残留オーステナイトの体積分率を２〜１２％として低温靭性を確保している。

また、特許文献３には、５〜１０％のＮｉを含有し、室温での降伏応力が５９０ＭＰａ以上で、歪時効後の−１９６℃での低温靭性に優れた板厚６〜５０ｍｍの低温用鋼が開示されている。特許文献３では、残留オーステナイトの体積分率を３％以上、有効結晶粒径を５．５μｍ以下とし、粒内の組織に適度な欠陥を導入することにより、歪時効後の低温靭性を確保している。

更に、特許文献４には、７．５〜１２％のＮｉを含有し、母材だけでなく、溶接熱影響部の低温靭性にも優れる、６ｍｍ厚の低温用薄物ニッケル鋼板が開示されている。特許文献４では、溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成しないように、Ｓｉ及びＭｎの含有量を低減させて、−１９６℃での低温靭性を確保している。

特許第５７０９８８１号公報特開２０１４−２１０９４８号公報特開２０１１−２１９８４９号公報特開平３−２２３４４２号公報

特許文献１に開示されたオーステナイト系高Ｍｎステンレス鋼は、熱膨張係数がフェライト系の９％Ｎｉ鋼に比較して大きい。大型の液体水素タンクには、疲労等の問題から、熱膨張係数が小さい９％Ｎｉ鋼が有利である。一方、特許文献２〜４に開示された９％Ｎｉ鋼や、７％Ｎｉ鋼は、本発明者らによる検討では、液体水素温度である−２５３℃では十分な靭性が得られていない。

本発明は、このような実情に鑑み、−２５３℃において十分な靭性を有すると共に、室温での降伏応力が５９０ＭＰａ以上である、Ｎｉを含有する極低温用鋼の提供を課題としてなされたものである。

本発明者らは、Ｎｉの含有量を従来の９％Ｎｉよりも高めて１４％程度とした鋼の、−２５３℃における靭性と室温での降伏応力について数多くの検討を実施した。その結果、極低温靭性の確保には、Ｓｉの含有量を制限し、Ｍｎの含有量を厳格に制限するとともに、旧オーステナイトの粒径とアスペクト比を最適に制御することが必要であることを見出した。
本発明は、以上のような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。

（１）本発明の一態様に係る液体水素用Ｎｉ鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上、０．０７０％以下、Ｓｉ：０．０３％以上、０．３０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上、０．８０％以下、Ｎｉ：１２．５％以上、１５．４％以下、Ｍｏ：０．０３％以上、０．６０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、０．０６０％以下、Ｎ：０．００１５％以上、０．００６０％以下及びＯ：０．０００７％以上、０．００３０％以下を含有し、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０８０％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｃａ：０．００４０％以下及びＲＥＭ：０．００５０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、旧オーステナイト粒の粒径が３．０μｍ以上、２０．０μｍ以下、アスペクト比が３．０以上、１０．０以下であり、−２５３℃でのＫ _ＩＣ値が１５０ＭＰａ・√ｍ以上であり、室温での降伏応力が５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
（２）上記（１）に記載の液体水素用Ｎｉ鋼では、体積分率で２．０％以上、２０．０％以下のオーステナイト相を含んでもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の液体水素用Ｎｉ鋼では、有効結晶粒径が２．０μｍ以上、１２．０μｍ以下に制限してもよい。
（４）上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の液体水素用Ｎｉ鋼では、板厚が、１２ｍｍ以上、４０ｍｍ以下、室温での降伏応力が、５９０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下、室温での引張強さが、６９０ＭＰａ以上、８１０ＭＰａ以下であってもよい。

本発明によれば、液体水素タンク用途として十分な極低温靭性を有すると共に、室温において高い降伏応力を有する液体水素用Ｎｉ鋼を提供することが可能になる。

１３〜１５％程度のＮｉを含有する鋼（１４％Ｎｉ鋼と称することがある。）は、９％Ｎｉ鋼に比較し、低温靭性を向上させるＮｉを４〜６％多く含有するため、より低温での靭性確保が期待できる。しかしながら、低温靭性に関して本発明が狙いとする−２５３℃は、９％Ｎｉ鋼の従来の評価温度である−１６５℃や−１９６℃より大幅に低温である。そのため、本発明者らは、１４％Ｎｉ鋼の−２５３℃における靭性に及ぼす成分含有量や金属組織の影響を明らかにするために数多くの検討を実施した。そして、本発明者らの検討の結果、９％Ｎｉ鋼に対して、単にＮｉ量を４〜６％増加しても、−２５３℃での靭性は不十分な場合があることがわかった。

更に、本発明者らは、１４％Ｎｉ鋼の−２５３℃における靭性を高める方法を検討した。その結果、特に、（ａ）Ｃの含有量を０．０３０％以上、０．０７０％以下にすること、（ｂ）Ｓｉの含有量を０．０３％以上、０．３０％以下にすること、（ｃ）Ｍｎの含有量を０．１０％以上、０．８０％以下にすること、（ｄ）旧オーステナイトの粒径及び形態を制御すること、の４つの条件を同時に満足する必要があることがわかった。更に、（ｅ）オーステナイト相の体積分率を制御することや、（ｆ）有効結晶粒径を制御すること、により、−２５３℃での低温靭性が一層向上するという知見も得られた。

以下、本発明について説明する。まず、Ｎｉ鋼の成分組成について説明する。なお、含有量の％は、特に説明がない限り、質量％を意味する。

（Ｃ：０．０３０％以上、０．０７０％以下）
Ｃは、室温での降伏応力を上昇させる元素であり、マルテンサイトやオーステナイトの生成にも寄与する。Ｃ含有量が０．０３０％未満では強度が確保できず、粗大なベイナイトなどの生成によって極低温靭性が低下することがあるため０．０３０％以上を下限とする。好ましいＣ含有量の下限は０．０３５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．０７０％を超えると、旧オーステナイト粒界にセメンタイトが析出しやすくなり、−２５３℃で粒界での破壊が起こり、極低温靭性が低下するため、Ｃ含有量の上限を０．０７０％以下とする。好ましいＣ含有量の上限は０．０６０％以下、より好ましくは０．０５０％以下であり、更に好ましくは０．０４５％以下である。

（Ｓｉ：０．０３％以上、０．３０％以下）
Ｓｉは、室温での降伏応力を上昇させる元素である。Ｓｉ含有量が０．０３％未満では室温での降伏応力の向上効果が小さいので０．０３％以上を下限とする。好ましいＳｉ含有量の下限は０．０５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると、旧オーステナイト粒界のセメンタイトが粗大化しやすくなり、−２５３℃で粒界での破壊が起こり、極低温靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量の上限を０．３０％以下に制限することは、−２５３℃での靭性を確保するために、極めて重要である。好ましいＳｉ含有量の上限は０．２０％以下、より好ましくは０．１５％以下であり、更に好ましくは０．１０％以下である。

（Ｍｎ：０．１０％以上、０．８０％以下）
Ｍｎは、室温での降伏応力を上昇させる元素である。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では強度が確保できず、粗大なベイナイトなどの生成によって極低温靭性が低下することがあるためＭｎ含有量の下限を０．１０％以上とする。好ましいＭｎ含有量の下限は０．３０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が０．８０％を超えると、旧オーステナイト粒界に偏析したＭｎや粗大に析出するＭｎＳにより−２５３℃で粒界での破壊が起こり、極低温靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量の上限を０．８０％以下に制限することも、−２５３℃での靭性を確保するために、極めて重要である。好ましいＭｎ含有量の上限は０．６０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。

（Ｎｉ：１２．５％以上、１５．４％以下）
Ｎｉは、極低温靭性を確保するために必須の元素である。Ｎｉ含有量が１２．５％未満であると、−２５３℃での靭性を十分に確保できないため、Ｎｉ含有量の下限を１２．５％以上とする。好ましいＮｉ含有量の下限は１２．８％以上である。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、１５．４％超含有すると経済性を損なうため、Ｎｉ含有量の上限を１５．４％以下に制限する。

（Ｍｏ：０．０３％以上、０．６０％以下）
Ｍｏは、室温での降伏応力を上昇させる元素であり、また、粒界脆化を抑制する効果を有する。Ｍｏ含有量が０．０３％未満では強度が確保できず、粒界破壊の発生により極低温靭性が低下するためことがあるためＭｏ含有量の下限は０．０３％以上とする。好ましいＭｏ含有量の下限は０．０５％以上である。しかし、Ｍｏは高価な元素であり、０．６０％超含有すると経済性を損なうため、Ｍｏ含有量の上限は０．６０％以下に制限する。

（Ａｌ：０．０１０％以上、０．０６０％以下）
Ａｌは、主に脱酸に使用される元素であり、また、ＡｌＮを形成し、金属組織の微細化や、極低温靭性を低下させる固溶Ｎの低減にも寄与する。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では脱酸の効果や金属組織の微細化効果及び固溶Ｎ低減効果が小さいので、Ａｌ含有量の下限を０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量の下限は０．０１５％以上が好ましく、より好ましくは０．０２０％以上である。しかし、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると、−２５３℃における靭性が低下するため、Ａｌ含有量の上限を０．０６０％以下とする。より好ましいＡｌ含有量の上限は０．０４０％以下である。

（Ｎ：０．００１５％以上、０．００６０％以下）
Ｎは、窒化物の形成に寄与し、Ｎ含有量を０．００１５％未満へ低減すると、熱処理時にオーステナイト粒径の粗大化を抑制する微細なＡｌＮが不足し、オーステナイト粒が粗大化して極低温靭性が低下する場合がある。このため、Ｎ含有量の下限は、０．００１５％以上とし、好ましくは０．００２０％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると固溶Ｎが増加したり、ＡｌＮが粗大化するため−２５３℃での靭性が低下する。このため、Ｎ含有量の上限は０．００６０％以下とし、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％以下とする。

（Ｏ：０．０００７％以上、０．００３０％以下）
Ｏは、不純物であり、Ｏ含有量は少ないほうが望ましいが、０．０００７％未満へのＯ含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があるので０．０００７％以上を下限とする。一方、Ｏ含有量が０．００３０％を超えるとＡｌ_２Ｏ_３のクラスターが増加し、−２５３℃での靭性が低下する場合があるため、Ｏ含有量の上限を０．００３０％以下とする。好ましいＯ含有量の上限は０．００２５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下、更に好ましくは０．００１５％以下とする。

（Ｐ：０．００８％以下）
Ｐは、旧オーステナイト粒界での粒界脆化をもたらし、極低温靭性に有害な元素である。そのため、Ｐ含有量は少ないほうが望ましい。Ｐ含有量が０．００８％を超えると−２５３℃での靭性が低下する場合がある。したがって、Ｐ含有量の上限を０．００８％以下に制限する。Ｐ含有量の上限は、好ましくは、０．００５％以下、より好ましくは、０．００４％以下、更に好ましくは、０．００３％以下とする。Ｐは溶鋼製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％以上である。

（Ｓ：０．００４０％以下）
Ｓは、ＭｎＳとして脆性破壊の発生起点となる場合があり、極低温靭性に有害な元素である。Ｓ含有量が０．００４０％を超えると−２５３℃での靭性が低下する場合があるため、Ｓ含有量の上限を０．００４０％以下に制限する。Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは、０．００２０％以下、更に好ましくは、０．００１０％以下とする。Ｓは溶鋼製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％以上である。

本発明において、以下に説明するＣｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、ＣａおよびＲＥＭについては１種または２種以上を選択的に含有してもよく、含有しなくてもよい。

（Ｃｕ：１．００％以下）
Ｃｕは、室温での降伏応力を上昇させる元素であるため、含有してもよい。ただし、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると−２５３℃における靭性が低下するため、Ｃｕ含有量の上限を１．００％以下とする。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．５０％以下、更に好ましくは０．３０％以下とする。Ｃｕは、溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｃｕ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％以上である。

（Ｃｒ：１．００％以下）
Ｃｒは、室温での降伏応力を上昇させる元素であるため、含有してもよい。ただし、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると−２５３℃における靭性が低下するため、Ｃｒ含有量の上限を１．００％以下とする。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．５０％以下、更に好ましくは０．３０％以下とする。Ｃｒは、溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｃｒ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％以上である。

（Ｎｂ：０．０２０％以下）
Ｎｂは、室温での降伏応力を上昇させる元素であり、金属組織の微細化による極低温靭性の向上効果も有するため、含有してもよい。ただし、Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えると、−２５３℃における靭性が低下するため、その上限を０．０２０％以下とする。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｎｂは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｎｂ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％以上である。

（Ｖ：０．０８０％以下）
Ｖは、室温での降伏応力を上昇させる元素であるため、含有してもよいが、Ｖ含有量が０．０８０％を超えると−２５３℃における靭性が低下するため、Ｖ含有量の上限を０．０８０％以下とする。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．０６０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。Ｖは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｖ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％以上である。

（Ｔｉ：０．０２０％以下）
Ｔｉは、ＴｉＮを形成し、金属組織の微細化や、極低温靭性を低下させる固溶Ｎの低減にも寄与するため、含有してもよい。しかし、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、−２５３℃における靭性が低下するため、Ｔｉ含有量の上限を０．０２０％以下とする。好ましいＴｉ含有量の上限は０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｔｉは、溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｔｉ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％以上である。

（Ｂ：０．００２０％以下）
Ｂは、室温での降伏応力を上昇させる元素であり、また、ＢＮを形成し、極低温靭性を低下させる固溶Ｎの低減にも寄与するため、含有してもよい。しかし、Ｂ含有量が０．００２０％超となると−２５３℃における靭性が低下するため、Ｂ含有量の上限を０．００２０％以下とする。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００１５％以下であり、より好ましくは０．００１２％以下、更に好ましくは０．００１０％以下とする。Ｂは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｂ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％以上である。

（Ｃａ：０．００４０％以下）
Ｃａは、熱間圧延により延伸して極低温靭性への有害性が高まりやすいＭｎＳをＣａＳとして球状化し、極低温靭性を向上させるのに有効であるため、含有してもよい。しかし、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると、Ｃａを含有する酸硫化物が粗大化して、−２５３℃における靭性が低下する。このためＣａ含有量の上限を０．００４０％以下に制限し、好ましくは０．００３０％以下とする。Ｃａは、溶鋼製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｃａ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％以上である。

（ＲＥＭ：０．００５０％以下）
ＲＥＭ（希土類金属：Ｒａｒｅ−ＥａｒｔｈＭｅｔａｌ）は、Ｃａと同様に、熱間圧延によって延伸して極低温靭性への有害性が高まりやすいＭｎＳをＲＥＭの酸硫化物として球状化し、極低温靭性を向上させるのに有効であるため、含有してもよい。しかし、ＲＥＭ含有量が０．００５０％を超えるとＲＥＭを含有する酸硫化物が粗大化して、−２５３℃における靭性が低下する。このためＲＥＭ含有量の上限を０．００５０％以下に制限し、好ましくは０．００４０％以下に制限する。ＲＥＭは、溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、ＲＥＭ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％以上である。

本実施形態に係る極低温用鋼は、上記成分を含有又は制限し、残部が鉄及び不純物を含む。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、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。ただし、本発明においては、不純物のうち、Ｐ及びＳについては、上述のように、上限を規定する必要がある。

また、本実施形態に係る極低温用鋼には、上記成分の他に、スクラップ等の副原料からの不純物として以下の合金元素を含有する可能性があるが、鋼材自体の強度、極低温靭性等を一段と改善する目的で含有量を制限することが好ましい。

Ｓｂは、極低温靭性を損なうため、Ｓｂ含有量の上限は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。

Ｓｎは、極低温靭性を損なうため、Ｓｎ含有量の上限は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。

Ａｓは、極低温靭性を損なうため、Ａｓ含有量の上限は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。

また、上記成分の上記効果を十分に発揮させるために、Ｃｏ、Ｚｎ及びＷ含有量の上限を、それぞれ０．０１％以下又は０．００５％以下に制限することが好ましい。

Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｚｎ及びＷの下限を制限する必要はなく、各元素の下限は０％以上である。また、下限の規定がない合金元素（例えば、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、及びＲＥＭ）が意図的に添加されたとしても、又は不純物としての混入であっても、その含有量が上述した範囲内にあれば、その極低温用鋼（鋼材）は本発明の範囲内と解釈する。

次に、本発明のＮｉ鋼の金属組織について説明する。
本発明者らは、−２５３℃の極低温では、旧オーステナイト粒界で破壊が発生し、靭性が低下しやすいことを新たに見出した。本発明のＮｉ鋼は、熱間圧延を施し、水冷した後、中間熱処理、焼戻しという熱処理を施して製造されるが、ここで述べる旧オーステナイト粒界とは、熱間圧延後、水冷開始前に存在していたオーステナイトの粒界である。この旧オーステナイト粒界にはＭｎ、Ｐ、Ｓｉが偏析しており、これらの元素が旧オーステナイト粒界の結合力を低下させ、−２５３℃での旧オーステナイト粒界での破壊が発生すると考えられる。

なお、中間熱処理時にも新たに旧オーステナイト粒界が生成するが、本発明の中間熱処理の温度は、５６０℃以上、６７０℃以下と低く、新たな旧オーステナイト粒界へ拡散するＭｎ、Ｐ、Ｓｉの量は比較的少ないので、これらの新たな旧オーステナイト粒界からの破壊は比較的起こりにくいと考えられる。このため、熱間圧延、水冷後の旧オーステナイト粒の粒径およびアスペクト比が実質的に重要であり、中間熱処理後や焼戻し後に旧オーステナイト粒の粒径やアスペクト比を測定する場合には、熱間圧延、水冷後の旧オーステナイト粒を測定する必要がある。旧オーステナイト粒界が熱間圧延、水冷後の粒界か、中間熱処理後の粒界かの判断は、その旧オーステナイト粒の粒径が２μｍ以下の粒径は、中間熱処理後の粒界であると判断する。すなわち、中間熱処理後や焼戻し後に旧オーステナイト粒を測定する場合には、粒径が２μｍ以下の旧オーステナイト粒を除外して旧オーステナイト粒の粒径やアスペクト比を測定する。

本発明者らは、−２５３℃の極低温で、旧オーステナイト粒界での破壊を抑制する手段について数多くの検討を実施した。その結果、（イ）Ｃ含有量を０．０７０％以下とすること、（ロ）Ｍｎ含有量を０．８０％以下とすること、（ハ）Ｐ含有量を０．００８％以下とすること、（ニ）Ｓｉ含有量を０．３０％以下とすること、（ホ）Ｍｏ含有量を０．０３％以上とすること、（ヘ）旧オーステナイト粒径を２０．０μｍ以下とすること、（ト）旧オーステナイト粒のアスペクト比を１０．０以下に抑制すること、の７つの条件を同時に満足した時に、旧オーステナイト粒界での破壊が抑制され、−２５３℃での靭性が確保できることを見出した。

−２５３℃の極低温で、旧オーステナイト粒界からの破壊が発生しやすい機構は明確ではないが、−２５３℃の極低温では焼戻しマルテンサイト組織における転位の移動による応力集中の緩和機構の効果が限られることが挙げられる。また、焼戻しマルテンサイト中のセメンタイトの微細化や、硬質の高Ｃマルテンサイト及び粗大な介在物などの破壊の起点の生成が抑制された結果、旧オーステナイト粒界が破壊の起点になり易くなった可能性がある。

このように、−２５３℃の極低温では、旧オーステナイト粒界のような、結合力が比較的弱い部分で選択的に破壊が発生しやすくなっていると推定される。したがって、旧オーステナイト粒界の結合力を弱めるようなセメンタイトや、Ｍｎ及びＰの偏析を抑制することで、旧オーステナイト粒界の結合力の低下を抑制できると考えられる。また、Ｃ含有量とＳｉ含有量との増加、及び、旧オーステナイト粒の粗大化は、粒界セメンタイトの粗大化を促進する。したがって、Ｃ含有量及びＳｉ含有量の抑制と旧オーステナイト粒径の細粒化とが、−２５３℃における旧オーステナイト粒界での破壊の抑制に必要となる。

（旧オーステナイト粒径：３．０μｍ以上、２０．０μｍ以下）
旧オーステナイト粒径は３．０μｍ以上、２０．０μｍ以下とする必要がある。旧オーステナイト粒径を３．０μｍ未満に細粒化するには熱処理の回数を増加させるなど、製造コストの上昇を伴うので、旧オーステナイト粒径の下限を３．０μｍ以上とする。一方、旧オーステナイト粒径が２０．０μｍを超えると旧オーステナイト粒界に析出するセメンタイトが粗大となり、また、ＭｎやＰの粒界の濃度が上昇する。粗大なセメンタイトの析出や、Ｍｎ、Ｐの濃化は、旧オーステナイト粒界の結合力を弱めて旧オーステナイト粒界での破壊を招いたり、脆性破壊の発生の起点となり、−２５３℃での極低温靭性を低下させるので、旧オーステナイト粒径の上限を２０．０μｍ以下とする。

（旧オーステナイト粒のアスペクト比：３．０以上、１０．０以下）
旧オーステナイト粒のアスペクト比とは、圧延方向に平行な面（Ｌ面）での旧オーステナイト粒の長さと厚さとの比、すなわち、旧オーステナイト粒の圧延方向長さ：旧オーステナイト粒の板厚方向の厚さ、である。アスペクト比は、未再結晶域での圧延によって旧オーステナイトが扁平化すると大きくなる。アスペクト比が３．０未満であると、未再結晶域での圧延による転位の導入が不十分で、強度を高めることができない。このため、旧オーステナイト粒のアスペクト比の下限は３．０以上とする。一方、アスペクト比が１０．０を超えると、過度な未再結晶域圧延によって旧オーステナイト粒径が５０μｍを超える部分が生じ、極低温靭性が低下することがある。また、圧延方向に沿った旧オーステナイト粒界ではセメンタイトが粗大化しやすく、また、作用する応力が高くなり、破壊が発生しやすくなる。このため、旧オーステナイト粒のアスペクト比の上限を１０．０以下とする。

旧オーステナイトの粒径及びアスペクト比は、熱間圧延後、水冷した鋼から試料を採取して測定するのが望ましいが、焼戻し後の鋼から試料を採取して測定してもよい。旧オーステナイトの粒径及びアスペクト比の測定は、板厚中心部の圧延方向に平行な面（Ｌ面）を観察面として行う。旧オーステナイトの粒径は、観察面をピクリン酸飽和水溶液で腐食して旧オーステナイト粒界を現出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で１０００倍又は２０００倍で５視野以上の写真を撮影して測定する。ＳＥＭ写真を用いて、旧オーステナイト粒界を同定した後に、少なくとも２０個の旧オーステナイト粒の円相当粒径（直径）を画像処理により求め、これらの平均値を旧オーステナイトの粒径とする。また、旧オーステナイトのアスペクト比は、粒径の測定と同様にＳＥＭ写真を用いて、少なくとも２０個の旧オーステナイト粒の、圧延方向の長さと厚み方向の厚さとの比（アスペクト比）を測定し、これらの平均値を旧オーステナイトのアスペクト比とする。なお、焼戻し後の鋼から試料を採取して旧オーステナイトの粒径及びアスペクト比を測定する場合には、上述のように、粒径が２μｍ以下の旧オーステナイト粒を除外して旧オーステナイト粒の粒径やアスペクト比を測定する。

（オーステナイト相の体積分率：２．０％以上、２０．０％以下）
また、−２５３℃における靭性を一層高めるためには、オーステナイト相を体積分率で２．０％以上含有することが好ましい。そのため、オーステナイト相の体積分率の下限を２．０％以上とすることが好ましい。ただし、このオーステナイト相は旧オーステナイトとは異なり、熱処理後のＮｉ鋼に存在するオーステナイト相であり、体積分率をＸ線回折法で測定する。−２５３℃でも安定なオーステナイト相が存在する場合、負荷される応力や歪がオーステナイトの塑性変形によって緩和されるため、靭性が向上すると考えられる。また、オーステナイト相は旧オーステナイト粒界や焼戻しマルテンサイトのブロック境界やラス境界などに、比較的、均一に微細に生成する。すなわち、オーステナイト相は脆性破壊の発生の起点となる可能性が高い硬質相の近傍に存在し、硬質相の周囲への応力や歪の集中を緩和し、脆性破壊の発生の抑制に寄与すると考えられる。更に、体積分率で２．０％以上のオーステナイト相を生成させた結果、脆性破壊の発生の起点となる粗大なセメンタイトも大幅に減少させることができると考えられる。一方、オーステナイト相の体積分率が増加すると、オーステナイト相へのＣなどの濃化が不十分になり、−２５３℃ではマルテンサイトに変態する可能性が高くなる。極低温でマルテンサイトに変態する不安定なオーステナイトは、−２５３℃での極低温靭性を低下させる場合があるため、オーステナイト相の体積分率の上限は２０．０％以下が好ましい。オーステナイト相の体積分率は、焼戻し後の鋼から試料を採取して、Ｘ線回折法で測定すればよい。

（有効結晶粒径：２．０μｍ以上、１２．０μｍ以下）
有効結晶粒径は２．０μｍ以上、１２．０μｍ以下とすることが好ましい。有効結晶粒径は、結晶方位がほぼ同一の領域であり、微細化すると破壊亀裂の伝播の抵抗が大きくなり、靭性が一層向上する。ただし、有効結晶粒径を２．０μｍ未満にまで細粒化するには熱処理の回数を増加させるなど、製造コストの上昇を伴うので、有効結晶粒径を考慮する場合、有効結晶粒径の下限を２．０μｍ以上とする。また、有効結晶粒径が１２．０μｍを超えると、脆性破壊の発生の起点となる硬質相、すなわち、旧オーステナイト粒界や焼戻しマルテンサイト中の粗大なセメンタイトや、粗大なＡｌＮ、ＭｎＳ、アルミナなどの介在物に作用する応力が高まり、−２５３℃での極低温靭性が低下する場合がある。そのため、有効結晶粒径を考慮する場合、有効結晶粒径の上限を１２．０μｍ以下とする。

有効結晶粒径は、焼戻し後の鋼から試料を採取して、板厚中心部の圧延方向に平行な面（Ｌ面）を観察面として、走査型電子顕微鏡に付属の後方散乱電子線回折パターン法（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＥＢＳＤ）解析装置を用いて測定する。倍率２０００倍で５視野以上の観察を行い、１５°以上の方位差を有する金属組織の境界を粒界と見なし、この粒界で囲まれた結晶粒を有効結晶粒として、それらの面積から円相当粒径（直径）を画像処理により求め、それらの円相当粒径の平均値を有効結晶粒径とする。
本発明における極低温用鋼の特性は、一例として、板厚は１２ｍｍ以上、４０ｍｍ以下、室温での降伏応力は５９０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下、引張強さは６９０ＭＰａ以上、８１０ＭＰａ以下であることが好ましい。

次に、本実施形態に係る極低温用鋼の製造方法について説明する。
鋼の溶製方法は、例えば溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼Ｏ濃度を０．０１％以下、溶鋼Ｓ濃度を０．０２％以下とした状態で、元素の含有量の調整を行った後、連続鋳造により鋼片を製造する。得られた鋼片を加熱し、熱間圧延を施し、水冷した後、中間熱処理、焼戻しを順次施す熱処理を行う。

以下では、好ましい製造条件について説明する。なお、以下に示す条件は好ましい条件の一例を示すものである。本発明の範囲内である鋼材が得られるのであれば、以下に説明する条件から外れても特に支障はない。

熱間圧延の加熱温度は９５０℃以上、１１８０℃以下とすることが好ましい。加熱温度が９５０℃を下回るとＡｌＮが粗大化し、極低温靭性が低下することがある。加熱温度が１１８０℃を上回ると加熱時にオーステナイト粒径が粗大となり−２５３℃での極低温靭性が低下することがある。より好ましい加熱温度の上限は１１００℃以下であり、さらに好ましくは１０５０℃以下である。加熱の保持時間は３０分〜１８０分が望ましい。

熱間圧延では、９５０℃以下での圧下率が５０％を下回ると、圧延中のオーステナイトの再結晶によるオーステナイト粒の細粒化が不十分となり、圧延後のオーステナイト粒の一部に粗大な粒が含まれ、極低温靭性が低下する場合がある。そのため、９５０℃以下での圧下率の下限は５０％以上が好ましい。より好ましい圧下率の下限は６０％以上であり、さらに好ましくは７０％以上である。一方で、９５０℃以下での圧下率が９５％を上回ると、圧延時間が長時間となり、生産性に課題が生じる場合があるので、９５０℃以下での圧下率の上限は９５％以下が好ましい。圧延の再結晶による旧オーステナイト粒の均質な細粒化は本発明の極低温靭性を確保する上で特に重要であり、圧延温度と圧下率の厳格な規制が好ましい。

熱間圧延の終了温度は、６５０℃を下回ると水冷開始温度が５５０℃を下回り、後ほど述べるように−２５３℃での極低温靭性が低下したり、室温での降伏応力が低下する場合がある。また、水冷開始温度が５５０℃を下回らなくても、旧オーステナイト粒のアスペクト比が大きくなり、−２５３℃での極低温靭性が低下する場合がある。よって、熱間圧延の終了温度の下限は６５０℃以上が好ましく、より好ましい熱間圧延の終了温度は７００℃以上であり、更に好ましくは７４０℃以上である。一方で、熱間圧延の終了温度が９２０℃を上回ると、圧延により導入された転位が回復により減少し、有効結晶粒径が１２．０μｍを超えて大きくなり極低温靭性が不足したり、室温の降伏応力が不足する場合があるので、熱間圧延の終了温度の上限は９２０℃以下が好ましい。より好ましい熱間圧延の終了温度の上限は８８０℃以下である。

熱間圧延後は室温付近まで水冷することが好ましい。水冷開始温度は、５５０℃以上、９２０℃以下が好ましい。水冷開始温度が５５０℃を下回ると、粗大なベイナイトが一部に生成する場合がある。この粗大なベイナイトはその後の中間熱処理等の熱処理を行っても比較的粗大なベイナイトとして残存しやすいため、有効結晶粒径を１２．０μｍ以下に制御することが困難となり、−２５３℃での極低温靭性が低下する場合がある。また、高温で変態したベイナイトを含有するため、室温での降伏応力が低下しやすいことから水冷開始温度の下限を５５０℃以上とすることが好ましく、より好ましい水冷開始温度の下限は６００℃以上である。水冷開始温度の上限は特に規制する必要はなく、熱間圧延の終了後、直ちに水冷を開始してもよい。したがって、熱間圧延の終了温度の好ましい上限である９２０℃が水冷開始温度の好ましい上限となる。

中間熱処理は、極低温靭性の向上に寄与する有効結晶粒径の細粒化とオーステナイト相の確保に有効であり、加熱温度は５６０℃以上、６７０℃以下が好ましい。中間熱処理の加熱温度（中間熱処理温度）が５６０℃を下回ると、オーステナイト変態が不十分で、また、過度に焼戻された焼戻しマルテンサイトの体積分率が増加し、母材強度が低下する場合がある。また、中間熱処理温度が５６０℃よりも低くなると、有効結晶粒径が１２．０μｍを超え、極低温靭性が低下する場合がある。より好ましい中間熱処理温度の下限は６１０℃以上である。一方で、中間熱処理の温度が６７０℃を上回ると、過剰にオーステナイト変態が進行する。その結果、オーステナイトの安定化が不十分になり、体積分率で２．０％以上のオーステナイト相を確保することができなくなったり、有効結晶粒径を１２．０μｍ以下に制御できずに極低温靭性が低下することがある。より好ましい中間熱処理温度の上限は６５０℃以下である。中間熱処理の保持時間は２０分〜１８０分が望ましい。中間熱処理時の冷却方法は、焼戻し脆化を避けるために水冷を行うことが望ましい。

焼戻しも、オーステナイト相の確保に有効であり、加熱温度は４８０℃以上、５７０℃以下が好ましい。焼戻しの加熱温度（焼戻し温度）が４８０℃を下回ると、オーステナイト相を体積分率で２．０％以上確保することができなくなり、極低温靭性が不足する場合がある。より好ましい焼戻し温度の下限は５２０℃以上である。一方で、焼戻し温度の上限が５７０℃を上回ると、室温でのオーステナイト相が体積分率で２０．０％を超えてしまい、これを−２５３℃まで冷却すると一部のオーステナイトが高Ｃマルテンサイトに変態し、極低温靭性を低下させる場合がある。このため焼戻し温度の上限は好ましくは５７０℃以下であり、より好ましくは５６０℃以下である。焼戻しの保持時間は２０分〜１８０分が望ましい。焼戻し時の冷却方法は、焼戻し脆化を避けるために水冷を行うことが望ましい。

以上説明したように本発明によれば、液体水素タンク用途として十分な極低温靭性を有すると共に、室温において高い降伏応力を有する液体水素用Ｎｉ鋼を得ることができる。

本発明の液体水素用Ｎｉ鋼を液体水素タンクに使用すれば、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて、タンク用鋼板の板厚を薄くすることが可能となる。このため、本発明により、液体水素タンクの大型化や軽量化、体積に対する表面積が小さくなることによる防熱性能の向上、タンクの敷地の有効利用や液体水素運搬船の燃費向上などが可能となる。また、オーステナイト系ステンレス鋼に比較して、本発明の液体水素用Ｎｉ鋼は熱膨張係数が小さいため、大型タンクの設計が複雑なものとならずタンク製造コストが低減できる。このように、本発明は産業上の貢献が極めて顕著である。

以下に本発明の実施例を示すが、以下に示す実施例は本発明の一例であり、本発明は以下に説明する実施例に制限されるものではない。

転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが１５０ｍｍ〜４００ｍｍのスラブを製造した。表１、表２に鋼材Ａ１〜Ａ２５の化学成分を示す。これらのスラブを加熱し、制御圧延を行い、そのまま水冷し、中間熱処理、焼戻しの熱処理を施して鋼板を製造した。熱間圧延の加熱の保持時間は３０〜１２０分、中間熱処理、焼戻しの熱処理の保持時間は２０〜６０分とした。鋼板から試料を採取し、金属組織、引張特性、靭性を評価した。

旧オーステナイトの粒径は板厚中心部の圧延方向に平行な面（Ｌ面）を観察面として測定した。旧オーステナイトの粒径は、ＪＩＳＧ０５５１に準拠して行った。まず、試料の観察面をピクリン酸飽和水溶液で腐食し、旧オーステナイト粒界を現出させた後、走査型電子顕微鏡で１０００倍あるいは２０００倍で５視野以上の写真を撮影した。組織写真を用いて、旧オーステナイト粒界を同定した後に、少なくとも２０個の旧オーステナイト粒につき円相当粒径（直径）を画像処理により求め、これらの平均値を旧オーステナイトの粒径とした。

また、本発明鋼では旧オ−ステナイトの粒界が破壊しにくいよう、旧オーステナイト粒径の細粒化やＰ含有量の抑制などを実施するため、旧オーステナイト粒界を腐食により同定しにくいことがある。このような場合、４５０℃〜４６０℃に加熱後、１時間以上保持する熱処理を施した後、上述の方法で旧オーステナイト粒径を測定した。

また、４５０℃〜４６０℃での熱処理を行っても旧オーステナイト粒界の同定が難しい場合は、熱処理後のサンプルからシャルピー試験片を採取し、−１９６℃で衝撃試験を行い、旧オーステナイト粒界で破壊させたサンプルを使用した。この場合は、圧延方向に平行な面（Ｌ面）で破面の断面を作製し、腐食後、走査型電子顕微鏡で板厚中心部の破面断面の旧オーステナイト粒界を同定し、旧オーステナイト粒径を測定した。熱処理によって旧オーステナイト粒界を脆化させると、シャルピー試験時の衝撃荷重で旧オーステナイト粒界に微小なクラックが生じるため、旧オーステナイト粒界が同定しやすくなる。

旧オーステナイト粒のアスペクト比は、上述のようにして同定した旧オーステナイト粒界の長さの最大値（圧延方向の長さ）と、最小値（厚み方向の厚さ）との比として求めた。少なくとも２０個の旧オーステナイト粒のアスペクト比を測定し、それらの平均値を旧オーステナイト粒のアスペクト比とした。旧オーステナイトの粒径及びアスペクト比は、粒径が２μｍ以下の旧オーステナイト粒を除外して測定した。

オーステナイト相の体積分率は、板厚中心部につき板面に平行なサンプルを採取してＸ線回折法で測定した。オーステナイト相の体積分率は、Ｘ線ピークのオーステナイト（面心立方構造）と焼戻しマルテンサイト（体心立方構造）との積分強度の比から求めた。

有効結晶粒径は板厚中心部の圧延方向に平行な面（Ｌ面）を観察面とし、走査型電子顕微鏡に付属のＥＢＳＤ解析装置を用いて行った。倍率２０００倍で５視野以上の観察を行い、１５°以上の方位差を有する金属組織の境界を粒界と見なし、この粒界で囲まれた結晶粒を有効結晶粒として、それらの面積から円相当粒径（直径）を画像処理により求め、それらの円相当粒径の平均値を有効結晶粒径とした。

強度（降伏応力及び引張強さ）は、圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）を長手方向とするＪＩＳＺ２２４１に規定の１Ａ号全厚引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に規定の方法で室温にて評価した。降伏応力の目標値は５９０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下であり、引張強さの目標値は６９０ＭＰａ以上、８１０ＭＰａ以下である。降伏応力は下降伏応力としたが、明瞭な下降伏応力が見られない場合も多く、その場合は降伏応力を０．２％耐力とした。

極低温靭性は、鋼板の板厚が３１ｍｍ以下では表裏面を各０．５ｍｍずつ研削した全厚のＣＴ試験片を、鋼板の板厚が３１ｍｍを超える場合は、板厚中心部から厚さ３０ｍｍのＣＴ試験片を、圧延方向に直角の方向（Ｃ方向）に採取し、液体水素中（−２５３℃）にて、ＡＳＴＭ規格Ｅ１８２０−１３に規定の除荷コンプライアンス法に従いＪ−Ｒカーブを作成し、Ｊ値をＫ_ＩＣ値に換算した。極低温靭性の目標値は１５０ＭＰａ・√ｍ以上である。

表３、表４に表１および表２の鋼材Ａ１〜Ａ２５の化学成分を有するスラブを用いて製造した鋼材（製造条件Ｎｏ．１〜３０）で製造した鋼材の板厚、製造方法、母材特性、金属組織を示す。

表３、表４から明らかな通り、Ｎｏ．１〜１４の鋼材は室温での降伏応力、室温での引張強さ及び、−２５３℃での極低温靭性が、目標値を満足している。
表３の製造条件Ｎｏ．９の鋼材は、熱間圧延時の加熱温度が好ましい範囲の上限であり、オーステナイト相が多くなり、強度と靭性とのバランスがやや劣っている。
製造条件Ｎｏ．１０の鋼材は、中間熱処理温度が好ましい範囲より高く、オーステナイト相が少なく、有効結晶粒径が大きくなっており、強度と靭性とのバランスがやや劣っている。

これに対して、表４のＮｏ．１５の鋼材はＣ含有量が少なく、Ｎｏ．２３はＭｏ含有量が少ないため、いずれの鋼材においても室温での降伏応力及び引張強さが低く、極低温靭性が低下している。
Ｎｏ．１８の鋼材はＭｎ含有量が少ないため、極低温靭性が低下している。
Ｎｏ．１６、１７、１９〜２２、２４の各鋼材は、それぞれ、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｐ含有量、Ｓ含有量、Ｃｒ含有量、Ａｌ含有量が多く、極低温靭性が低下している。
Ｎｏ．２５の鋼材は、Ｎｂ含有量及びＢ含有量が多く、旧オーステナイト粒のアスペクト比が大きくなり、また、有効結晶粒径も大きくなり、極低温靭性が低下している。
Ｎｏ．２６の鋼材は、Ｔｉ含有量及びＮ含有量が多く、極低温靭性が低下している。

Ｎｏ．２７〜３０の各鋼材は、好ましい範囲から逸脱する製造条件を採用した例である。
Ｎｏ．２７の鋼材は、圧延時の加熱温度が高く、旧オーステナイト粒の粒径が大きくなり、また、有効結晶粒径も大きくなり、極低温靭性が低下している。
Ｎｏ．２８の鋼材は、９５０℃以下での圧下率が低く、旧オーステナイト粒径が大きくなり、また、有効結晶粒径も大きくなり、極低温靭性が低下している。また、旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さくなり、室温での降伏応力及び引張強さが低下している。
Ｎｏ．２９の鋼材は、圧延終了温度が高く、旧オーステナイト粒径が大きくなり、また、有効結晶粒径も大きくなり、極低温靭性が低下している。また、旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さくなり、室温での降伏応力及び引張強さが低下している。
Ｎｏ．３０の鋼材は、熱間圧延の圧延終了温度が低く、旧オーステナイト粒のアスペクト比が大きくなり、極低温靭性が低下している。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上、０．０７０％以下、
Ｓｉ：０．０３％以上、０．３０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上、０．８０％以下、
Ｎｉ：１２．５％以上、１５．４％以下、
Ｍｏ：０．０３％以上、０．６０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上、０．０６０％以下、
Ｎ：０．００１５％以上、０．００６０％以下及び
Ｏ：０．０００７％以上、０．００３０％以下
を含有し、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００４０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｃａ：０．００４０％以下及び
ＲＥＭ：０．００５０％以下
に制限し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
旧オーステナイト粒の粒径が３．０μｍ以上、２０．０μｍ以下、アスペクト比が３．０以上、１０．０以下であり、−２５３℃でのＫ _ＩＣ値が１５０ＭＰａ・√ｍ以上であり、室温での降伏応力が５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする、液体水素用Ｎｉ鋼。
体積分率で２．０％以上、２０．０％以下のオーステナイト相を含有する
ことを特徴とする、請求項１に記載の液体水素用Ｎｉ鋼。
有効結晶粒径が２．０μｍ以上、１２．０μｍ以下
であることを特徴とする、請求項１又は請求項２に記載の液体水素用Ｎｉ鋼。
板厚が、１２ｍｍ以上、４０ｍｍ以下、
室温での降伏応力が、５９０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下、
室温での引張強さが、６９０ＭＰａ以上、８１０ＭＰａ以下
であることを特徴とする、請求項１〜請求項３の何れか１項に記載の液体水素用Ｎｉ鋼。