JP2015124435A - 脆性亀裂伝播停止特性に優れる原子炉格納容器用厚鋼板 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【解決手段】mass%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.05〜0.60%、Mn:0.8〜1.8%、P:0.020%以下、S:0.005%以下、Al:0.005〜0.080%、N:0.0005〜0.0050%を含有し、さらにCu:0.50%以下、Ni:0.70%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.40%以下、V:0.07%以下、B:0.0003〜0.0020%のいずれか1種または2種以上を含有し、板厚が100mm以下で、板厚1/4位置におけるミクロ組織が焼戻し下部ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト組織で、板厚1/4位置におけるNRL落重試験のTNDTが−55℃以下である原子炉格納容器用厚鋼板。
【選択図】図2
Description
そのため、従来技術では、焼入−焼戻処理を施す調質型600MPa級厚鋼板において、板厚100mm以下、特に板厚40mm〜60mmの鋼板において、多量のNi添加を必要とすることなく、脆性亀裂伝播停止特性、即ち、NRL落重試験のTNDTを−55℃以下とすることは難しいのが実情であった。
Ceq(mass%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 ・・・(1)
で定義されるC当量Ceq(mass%)が0.36〜0.50で、下記(2)式;
DI*=8.2×(C)0.5×(0.7Si+1)×fMn×(0.35Cu+1)×(0.36Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3.00Mo+1)×(1.75V+1)×fB ・・・(2)
ただし、fMn=3.33Mn+1 (Mn≦1.2mass%の場合)
fMn=(Mn−1.2)×5.1+5 (Mn>1.2mass%の場合)
fB=1.3 (B≧0.0003mass%の場合)
fB=1.0 (B<0.0003mass%の場合)
で定義されるDI*値が65以上であり、さらに、板厚1/4位置におけるミクロ組織が焼戻し下部ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト組織からなり、かつ、板厚1/4位置におけるNRL落重試験のTNDTが−55℃以下であり、板厚が100mm以下であることを特徴とする原子炉格納容器用厚鋼板である。
前述したように、ASME規格のSA−738 Gr.Bに規定された鋼は、焼入れ−焼戻し処理して製造される調質型600MPa級鋼である。本発明は、上記調質型600MPa級鋼に対応する、引張強さTSが580MPa以上、710MPa以下で、かつ、昨今における設計温度の低温化に対応し、NRL落重試験における無延性遷移温度TNDTが−55℃以下の低温靭性特性(脆性亀裂伝播停止特性)を有する厚鋼板の開発を目標とする。ここで、本発明における上記TNDTとは、ASTM E208に規定されたNRL落重試験における無延性遷移温度(NDT温度:nil-ductility transition temperature)のことを意味する。
発明者らは、上記の高強度で優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する鋼を開発するため、C:0.04〜0.20mass%、Ni:0.60mass%以下を含有する鋼に、さらに、Si,Mn,Cu,Cr,MoおよびVを添加し、下記(1)式;
Ceq(mass%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 ・・・(1)
で定義されるC当量Ceq(mass%)を、0.35〜0.50mass%の範囲に揃えた各種成分組成の鋼を実験室的に溶製し、熱間圧延して厚さが25mmの厚鋼板とした後、再加熱し、2℃/s以上の種々の冷却速度で焼入れ処理した。この焼入後の鋼板について、引張試験を行い、引張強さTSを測定するとともに、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織を観察した。
次いで、上記焼入後の厚鋼板を、600〜700℃の温度で焼き戻し処理し、焼き戻し後の引張強さTSが580〜710MPaの調質型600MPa級厚鋼板を得た。
斯くして得た厚鋼板について、ASEM規格 SA−370に準拠し、C方向に試験片を採取し、SA−370に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度vTrsを測定するとともに、ASTM E208に準拠して、P−3試験片(厚さ16mm×幅50mm×長さ130mm)をC方向に採取し、落重試験を行い、無延性遷移温度TNDTを求めた。
本発明は、上記の新規な知見に基づいて開発したものである。
C:0.05〜0.15mass%
Cは、鋼の焼入性および強度を確保するために必須の元素であり、Ceqが0.50以下の成分組成で、焼入後の引張強さを850MPa以上とするためには、0.05mass%以上含有させる必要がある。一方、0.15mass%を超えて添加すると、母材と溶接熱影響部の靭性低下、および、溶接性の低下を招く。よって、Cの含有量は0.05〜0.15mass%の範囲とする。好ましくは0.07〜0.12mass%の範囲であり、より好ましくは0.08〜0.10mass%の範囲である。
Siは、鋼の脱酸剤として添加される元素である。また、固溶強化によって鋼の強度を高めるのに有効な元素でもある。上記の効果を得るためには、0.05mass%以上含有させる必要がある。一方、0.60mass%を超えて添加すると、溶接熱影響部の靭性が低下する。よって、Siの含有量は0.05〜0.60mass%の範囲とする。好ましくは0.10〜0.40mass%の範囲である。
Mnは、鋼の脱酸剤として添加される元素である。また、鋼の焼入れ性を向上し、強度を高めるのに有効な元素でもある。上記効果を得るためには、0.8mass%以上含有させる必要がある。一方、1.8mass%を超えて添加すると、溶接性や溶接熱影響部の靭性を低下させる。よって、Mnの含有量は0.8〜1.8mass%の範囲とする。好ましくは1.2〜1.6mass%の範囲である。
Pは、鋼中に不可避的に混入し、焼戻し後の冷却中や、溶接後の応力除去焼鈍(PWHT)の徐冷過程で、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界脆化を助長し、落重特性を低下させる。そのため、Pの含有量は極力低減することが望ましいが、0.020mass%以下であれば、粒界脆化を防止することができる。よって、本発明では、Pの含有量を0.020mass%以下に制限する。好ましくは0.015mass%以下である。より好ましくは0.010mass%以下である。
Sは、鋼中に不可避的に混入し、鋼中にMnSなどの硫化物系介在物として存在し、靱性を低下させる元素であるため、極力低減することが望ましい。そこで、本発明においては、落重特性を確保するため、Sの含有量を0.005mass%以下に制限する。好ましくは0.003mass%以下である。より好ましくは0.002mass%以下である。
Alは、脱酸元素として添加される元素であり、また、AlNによる焼入れ加熱時の結晶粒の微細化を通じて靭性向上に寄与する有用な元素である。これらの効果を発現させるためには、0.005mass%以上含有させる必要がある。一方、0.080mass%を超えて添加すると、AlNの粗大化による結晶粒粗大化に起因した母材靭性低下や溶接熱部の靭性低下という問題を引き起こす。よって、Alの含有量は0.005〜0.080mass%の範囲とする。好ましくは0.010〜0.070mass%、より好ましくは0.020〜0.060mass%の範囲である。
Nは、AlとAlNを形成し、焼入れ加熱時のオーステナイト粒を微細化することによって、鋼の靱性向上に有効に寄与する。上記効果を得るためには0.0005mass%以上含有させることが必要である。しかし、0.0050mass%を超えて添加すると、溶接部の靱性低下を招く。よって、Nの含有量は0.0005〜0.0050mass%の範囲とする。好ましくは0.0010〜0.0040mass%の範囲である。
Cu:0.50mass%以下
Cuは、固溶強化により鋼の強度を高めるのに有用な元素である。しかし、0.50mass%を超えて添加すると、熱間圧延時のCu割れを起こすおそれがある。よって、Cuの含有量は0.50mass%以下とする。好ましくは0.01〜0.40mass%の範囲である。
Niは、Cuと同様、固溶強化元素として有用な元素である他、低温靱性の向上にも有用な元素である。しかし、0.70mass%を超えて添加すると、原料コストの上昇を招いたり、スラブ割れを起こして生産性を阻害したりする。よって、Niの含有量は0.70mass%以下とする。好ましくは0.01〜0.60mass%の範囲である。
Crは、焼入れ性を向上して鋼の強度を高めるとともに、焼戻しやPWHT後の強度を確保するために有用な元素である。しかし、0.50mass%を超えて添加すると、溶接性を低下させるとともに、PWHT後の靱性が著しく低下する。よって、Crの含有量は0.50mass%以下の範囲とする。好ましくは0.01〜0.30mass%の範囲である。
Moは、焼入れ性を向上して鋼の強度を高めるとともに、靱性を確保するのに有用な元素である。また、Crと同様、焼戻しやPWHT後の強度確保に有用な元素である。しかし、0.40mass%を超えて添加すると、溶接性を低下させるとともに、原料コストの上昇を招く。よって、Moの含有量は0.40mass%以下の範囲とする。好ましくは0.01〜0.30mass%の範囲である。
Vは、鋼の焼入れ性を向上させる他、C,Nと炭窒化物を形成し、焼戻しやPWHT後の強度の確保に有用な元素である。しかし、0.07mass%を超えて添加すると、溶接性を低下させるとともに、炭窒化物析出による母材靱性の低下を招く。よって、Vの含有量は0.07mass%とする。好ましくは0.003〜0.05mass%の範囲である。
Bは、極微量の添加量で焼入れ性を高め、ミクロ組織を下部ベイナイトやマルテンサイト組織にして、鋼の強度向上に有効に寄与する元素である。上記焼入れ性の向上効果を得るためには、0.0003mass%以上の添加を必要とする。一方、0.0020mass%を超えて添加しても、上記効果は飽和するだけである。よって、Bは0.0003〜0.0020mass%の範囲で添加する。好ましくは0.0005〜0.0015mass%の範囲である。
Ceq(mass%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 ・・・(1)
で定義されるC当量Ceq(mass%)が、0.36〜0.50mass%の範囲であることが必要である。
Ceqが、0.36mass%以下では、焼入時の焼入性を確保できない上に、焼戻し後に600MPa級の強度を得ることが困難となる。一方、0.50mass%を超えると、母材および溶接熱影響部の靭性低下を招くからである。好ましくは0.40〜0.48mass%の範囲である。
DI*=8.2×(C)0.5×(0.7Si+1)×fMn×(0.35Cu+1)×(0.36Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3.00Mo+1)×(1.75V+1)×fB ・・・(2)
ただし、fMn=3.33Mn+1 (Mn≦1.2mass%の場合)
fMn=(Mn−1.2)×5.1+5 (Mn>1.2mass%の場合)
fB=1.3 (B≧0.0003mass%の場合)
fB=1.0 (B<0.0003mass%の場合)
で定義されるDI*値が65以上であることが必要である。
ここで、上記DI*値は、C当量Ceqと同様、焼入性を表す指標であり、文献(例えば、熱処理;vol.27,No.3,p.136)に記載されているDI式を用いて、実験結果から係数をフィッティングして求めた。DI*値が65未満では、焼入性を確保できないため、焼入後の引張強さが850MPa以上とならない上に、所望の下部ベイナイトおよびマルテンサイト組織とすることができないからである。
Nb:0.030mass%以下
Nbは、Vと同様、C,Nと炭窒化物を形成し、鋼の強度を高める元素である。また、焼入れ時のオーステナイト粒微細化を通じて靭性の向上にも有効に寄与する元素でもある。しかし、PWHTを施す場合には、Nb炭窒化物の析出による脆化が大きく、特に溶接熱影響部の靭性低下が著しいため、0.030mass%を上限として添加するのが好ましい。
Tiは、C,Nと炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の微細化を通じて靭性を向上するのに有効な元素であるので添加することができる。しかし、0.030mass%を超えて添加すると、析出脆化を起こすようになるため、0.030mass%以下として添加するのが好ましい。
Caは、硫化物(MnS)の形態を制御し、母材の低温靱性や異方性の改善、耐水素誘起割れ性の向上ならびに再熱割れ(応力除去焼鈍時に発生する割れ)の抑制に効果を発揮する有用な元素である。しかし、0.0040mass%を超える添加は、Caオキシサルファイド(介在物)を生成し、低温靱性や清浄度を害するようになる。よって、Caの含有量は0.0040mass%以下の範囲で添加するのが好ましい。
REMは、Caと同様、硫化物(MnS)の形態制御、母材の低温靱性や異方性の改善、耐水素誘起割れ性の向上ならびに再熱割れ抑制に有効な元素である。しかし、0.010mass%を超えて添加すると、低温靱性や清浄度が低下する。よって、REMの添加量は0.010mass%以下とするのが好ましい。
Wは、焼入れ性を向上して鋼の強度を高める元素であるが、0.40mass%を超えて添加すると、母材靭性を低下させる。よって、Wの添加量は0.40mass%以下とするのが好ましい。
Coは、焼入れ性を向上して鋼の強度を高める元素であるが、0.50mass%を超えて添加すると母材靭性を低下させる。よって、Coの添加量は0.50mass%以下とするのが好ましい。
Mgは、酸化物が分散することによって、溶接熱影響部の靭性改善に寄与する元素であるが、0.005mass%を超えて添加すると、却って母材靭性や溶接熱影響部靭性を低下させる。よって、Mgの添加量は0.005mass%以下とするのが好ましい。
Zrは、酸化物が分散することによって、溶接熱影響部の靭性改善に寄与する元素であるが、0.02mass%を超えて添加すると、却って母材靭性や溶接熱影響部靭性を低下させる。よって、Zrの添加量は0.02mass%以下とするのが好ましい。
本発明の厚鋼板の焼入れ−焼戻し後のミクロ組織は、焼戻し下部ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトであることが必要である。上記ミクロ組織とする理由は、低温靭性、特に、NRL落重特性を向上させるためには、脆性亀裂伝播における亀裂進展の抵抗となる有効結晶粒径(劈開破壊の破面単位)を微細化することが重要であるからである。なお、上記焼戻し下部ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト以外の他の組織は、本発明の作用効果を損なわない範囲、具体的には、10vol%以下であれば混在しても構わない。また、焼戻し後の本発明の厚鋼板では、島状マルテンサイトはセメンタイトに分解するため、基本的には存在してないが、0.5vol%以下であれば許容できる。
また、旧オーステナイト粒径は、適切な腐食液を用いて、粒界を現出した組織を光学顕微鏡にて撮影した後、粒界をトレースし、画像解析して求めた円相当径をいい、画像解析により結晶粒の分布を統計的に解析して算出する。また、そのバラツキσは、標準偏差のことを意味する。
本発明の厚鋼板は、成分組成を前述した範囲に調整した鋼を溶製し、連続鋳造し、または、造塊後、分塊圧延して鋼素材(スラブ)とした後、再加熱し、熱間圧延して厚さが6〜100mmの厚鋼板とし、その後、焼入れ−焼戻し処理を施して製造する。
ここで、上記熱間圧延は、常法に準じて行えばよく、特に制限はない。例えば、スラブを1000〜1200℃の温度に再加熱した後、通常の熱間圧延を行えばよい。圧延後の冷却は、特に制限する必要はなく、空冷でも構わない。
Ac1変態点〜Ac3変態点までの(フェライト+オーステナイト)2相域への加熱速度を30℃/min以下にする理由は、加熱速度が30℃/minを超えると、オーステナイトへの逆変態時に、オーステナイト粒径のバラツキが生じやすくなり、母材靭性低下に繋がるからである。一方、1℃/min未満では、昇温に要する時間が長くなり、生産性や製造コスト面で不利となる。
また、焼入れ温度が、Ac3変態点未満では、再加熱時に(オーステナイト+フェライト)の2相域になる上、オーステナイト粒径が小さくなって、焼入れが不十分となるため、所定の強度が得られない。一方、(Ac3変態点+70℃)を超えて加熱すると、オーステナイト粒径が粗大化して母材の靭性低下が著しくなり、落重特性も低下するからである。
Ac1(℃)=751−27×C+18×Si−12×Mn−169×Al−23×Cu−23×Ni+24×Cr+23×Mo−40×V+233×Nb−6×Ti−895×B
Ac3(℃)=937−477×C+56×Si−20×Mn+198×Al−16×Cu−27×Ni−5×Cr+38×Mo+125×V−19×Nb+136×Ti+3315×B
(ただし、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量(mass%))
さらに、焼入れ処理の回数については、通常は1回で十分であるが、2回以上行い、オーステナイトへの変態とフェライトへの変態を繰り返すことで、焼入れ時のオーステナイト粒径が細粒化、整粒化するので、母材靭性を向上させる効果を得ることができるので好ましい。
次いで、上記厚鋼板を、同じく表2に示す種々の条件で、加熱炉で再加熱した後、水冷して焼入れし、引き続き、加熱炉で再加熱した後、空冷する焼戻し処理を施した。
<ミクロ組織>
上記厚鋼板の圧延方向(L方向)から採取したサンプルの断面を研磨し、ナイタール液で腐食した後、板厚1/4位置において、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡を用いて組織観察を行い、金属組織相を特定した。
また、上記サンプルの同じ板厚1/4位置をEBSPで測定した方位差マッピンッグから、隣り合った結晶粒の粒界方位差が15度以上の粒界によって囲まれた結晶粒の粒界をトレースし、画像解析により円相当径を求め、平均結晶粒径を算出した。
<引張試験>
上記厚鋼板および焼入れ後の鋼板1/4位置から引張方向が圧延方向に直角な方向(C方向)となるようにASME SA−370に規定された直径が12.7mm、GLが50.8mmの引張試験片を採取し、SA−370に準拠して引張試験を行い、降伏応力YSおよび引張強さTSを測定した。
<靭性の評価>
上記厚鋼板の板厚1/4位置から圧延方向に直角(C方向)となるように、ASME SA−370に規定された2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、SA−370に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度(vTrs)を求めた。
<落重特性>
上記厚鋼板の板厚1/4位置から、ASTM E208に準拠して、圧延方向に直角(C方向)となるようにP−3試験片(厚さ16mm×幅50mm×長さ130mm)を採取し、落重試験を行い、無延性遷移温度TNDTを求めた。
これに対して、本発明の条件を満たさないNo.25〜48の厚鋼板は、引張強さTSおよび落重試験におけるTNDTのいずれか1つ以上の特性が、上記条件を満たしていない。
なお、参考として、図1に示した焼入れ後の引張強さと焼戻し後の無延性遷移温度TNDTとの関係図の上に、上記発明例および比較例の結果をプロットした結果を、図2に示した。
Claims (4)
- C:0.05〜0.15mass%、
Si:0.05〜0.60mass%、
Mn:0.8〜1.8mass%、
P:0.020mass%以下、
S:0.005mass%以下、
Al:0.005〜0.080mass%、
N:0.0005〜0.0050mass%を含有し、さらに、
Cu:0.50mass%以下、
Ni:0.70mass%以下、
Cr:0.50mass%以下、
Mo:0.40mass%以下、
V:0.07mass%以下および
B:0.0003〜0.0020mass%のうちから選ばれる1種または2種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
下記(1)式で定義されるC当量Ceq(mass%)が0.36〜0.50で、
下記(2)式で定義されるDI*値が65以上であり、さらに、
板厚1/4位置におけるミクロ組織が焼戻し下部ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト組織からなり、かつ、板厚1/4位置におけるNRL落重試験のTNDTが−55℃以下であり、板厚が100mm以下であることを特徴とする原子炉格納容器用厚鋼板。
記
Ceq(mass%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 ・・・(1)
DI*=8.2×(C)0.5×(0.7Si+1)×fMn×(0.35Cu+1)×(0.36Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3.00Mo+1)×(1.75V+1)×fB ・・・(2)
ただし、fMn=3.33Mn+1 (Mn≦1.2mass%の場合)
fMn=(Mn−1.2)×5.1+5 (Mn>1.2mass%の場合)
fB=1.3 (B≧0.0003mass%の場合)
fB=1.0 (B<0.0003mass%の場合) - 上記成分組成に加えてさらに、Nb:0.030mass%以下、Ti:0.030mass%以下、Ca:0.0040mass%以下、REM:0.010mass%以下、W:0.40mass%以下、Co:0.50mass%以下、Mg:0.005mass%以下およびZr:0.02mass%以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の原子炉格納容器用厚鋼板。
- 板厚1/4位置における焼入れままの引張強さを850〜1100MPaの範囲に制御し、焼戻ししたものであることを特徴とする請求項1または2に記載の原子炉格納容器用厚鋼板。
- 板厚1/4位置における方位差角が15度以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の円相当径の平均値が5μm以下であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が30μm以下で、そのバラツキσが15μm以下であることを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の原子炉格納容器用厚鋼板。
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