JP2020090728A - 鋼部材および鋼板ならびにこれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】鋼部材の製造工程において、溶接後にＰＷＨＴを長時間行った場合にも、板厚中央部が高強度かつ靭性の十分に優れた鋼部材を提供する。【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ｂ、およびＶが規定の範囲内にあり、Ｎｂが０．００５％以下、Ｔｉが０．００１％以下、かつＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒの合計が０．００１０％以下に抑えられ、残部が鉄および不可避不純物であり、板厚が１００ｍｍ以下であって、板厚中央部における組織が、下記（ａ）、（ｂ）の全てを満たし、かつ−３８℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする鋼部材。（ａ）組織が焼戻ベイナイトと焼戻マルテンサイトの少なくとも一方である。（ｂ）隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径をＤ、粒界炭化物の最大径をｄとしたとき、Ｄ／ｄで表わされる値が５４以下である。【選択図】図１

Description

本発明は、鋼部材および鋼板ならびにこれらの製造方法に関する。詳細には、本発明は、鋼板に対して溶接および溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、以下「ＰＷＨＴ」ということがある）を施して得られる鋼部材、特には、該ＰＷＨＴが高温長時間であっても板厚中央部の強度および低温靭性に優れた鋼部材と、該鋼部材の製造に用いられる鋼板と、これらの製造方法に関する。以下では、低温靭性を単に「靭性」ということがある。

石油精製をはじめとする化学工業で用いる中・高温圧力容器は、操業の高能率化を目的に、更なる耐高温高圧化が要求される傾向にある。よって、上記圧力容器等の鋼部材に使用される鋼板は、高強度化が求められる。また安全性の観点から、上記鋼部材に対し高レベルの低温靭性も要求される。

上記高強度化を図るべく、上記鋼板には、焼ならしや焼入れが施される。しかし上記鋼板の板厚が厚めであると、焼ならしまたは焼入れ時の鋼板内部、特に板厚中央部の冷却速度が小さく、高強度等が得られにくいといった問題がある。また上記圧力容器等の鋼部材は、上記鋼板を溶接した後、ひずみ除去のための応力除去焼なまし、即ちＰＷＨＴが施されて得られる。上記ひずみ除去のためにＰＷＨＴが長時間行われるが、ＰＷＨＴが長時間施された鋼部材は、低温靭性等が低下するといった問題がある。

また、高靭性を確保する方法として、合金元素量を高めることが挙げられる。上記圧力容器等の鋼部材には、合金元素としてＣｒおよびＭｏを含むＣｒ−Ｍｏ鋼が用いられる。
上記Ｃｒ−Ｍｏ鋼として、例えば２．２５Ｃｒ−１．０Ｍｏ鋼を用いた場合には、靭性の確保が難しい、厚鋼板の板厚中央部でも良好な靭性が得られることが知られている。しかし近年は、省資源化やコストダウンの志向が高まっている。よって、上記２．２５Ｃｒ−１．０Ｍｏ鋼よりも合金元素量を抑えたＣｒ−Ｍｏ鋼を用いることを前提に、板厚中央部の強度と靭性に優れた鋼部材を実現することが強く求められている。

上記課題に対し、合金元素量を抑えつつ化学成分を適正に調整することによって、高強度や高靭性を達成する技術が提案されている。例えば特許文献１および２には、靭性確保の難しい１．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏレベルの成分組成の鋼を対象に、低温靭性を改善する技術が示されている。

特許文献１には、ＮｂおよびＣａを添加することで、焼入れ性を確保し、かつＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｆ、応力除去焼鈍）時の特性低下の抑制を図った技術が示されている。しかしこの技術を、造塊法での鋳造が主となる厚めの鋼板に適用すると、前記Ｃａが粗大な介在物を形成し、靭性に悪影響を及ぼす懸念がある。よって、板厚が厚めの鋼部材の板厚中央部の靭性を、安定して確保することは難しいと思われる。

また特許文献２には、製造工程において、焼入れ前に制御圧延、または、制御圧延＋加速冷却を施すことにより、オーステナイト粒径を微細化し、低温靭性を確保した技術が示されている。しかしこの技術における上記制御圧延は、圧延ラインの生産性の低下を招く場合があるため、実用的とは言い難い。

特開平０６−２７９９１９号公報 特開２０００−３４５２８１号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、鋼部材の製造工程において、溶接後のＰＷＨＴを長時間、特には高温長時間とした場合にも、鋼材内部が高強度かつ高い低温靭性を示す鋼部材と、該鋼部材の製造に有用な鋼板、およびこれらの製造方法を確立することにある。上記「鋼材内部」は、特には「板厚中央部」を意味する。以下同じである。

上記課題を解決し得た本発明の鋼部材は、
Ｃ：０．１１０％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．５０％以上０．８０％以下、
Ｍｎ：０．４０％以上０．６５％以下、
Ｐ：０％超０．００７０％以下、
Ｓ：０％超０．００７０％以下、
Ａｌ：０．０３０％以上０．０８０％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上０．２０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上０．３０％以下、
Ｃｒ：１．０５％以上１．５０％以下、
Ｍｏ：０．４５％以上０．６５％以下、
Ｎ：０．００３０％以上０．００７０％以下、
Ｂ：０．０００３％以上０．００１０％以下、および
Ｖ：０％以上０．０３０％以下
を満たし、
Ｎｂが０．００５％以下、Ｔｉが０．００１％以下、かつＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒの合計が０．００１０％以下に抑えられ、残部が鉄および不可避不純物であり、
板厚が１００ｍｍ以下であって、
板厚中央部における組織が、下記（ａ）、（ｂ）の全てを満たし、かつ−３８℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるところに特徴を有する。
（ａ）組織が焼戻ベイナイトと焼戻マルテンサイトの少なくとも一方である。
（ｂ）隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径をＤ、粒界炭化物の最大径をｄとしたとき、Ｄ／ｄで表わされる値が５４以下である。

また上記課題を解決し得た本発明の鋼板は、上記鋼部材の製造に用いる鋼板であって、Ｃ：０．１１０％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．５０％以上０．８０％以下、
Ｍｎ：０．４０％以上０．６５％以下、
Ｐ：０％超０．００７０％以下、
Ｓ：０％超０．００７０％以下、
Ａｌ：０．０３０％以上０．０８０％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上０．２０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上０．３０％以下、
Ｃｒ：１．０５％以上１．５０％以下、
Ｍｏ：０．４５％以上０．６５％以下、
Ｎ：０．００３０％以上０．００７０％以下、
Ｂ：０．０００３％以上０．００１０％以下、および
Ｖ：０％以上０．０３０％以下
を満たし、
Ｎｂが０．００５％以下、Ｔｉが０．００１％以下、かつＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、およびＺｒの合計が０．００１０％以下に抑えられ、残部が鉄および不可避不純物であり、かつ板厚が１００ｍｍ以下であるところに特徴を有する。

更に、前記課題を解決し得た鋼板の製造方法は、前記成分組成を満たす鋼片を熱間圧延後、焼入れを、加熱温度：９１０℃以上９４０℃以下、かつ該加熱温度での保持時間：２５分以上６０分以下の条件で行い、この焼入れ後に焼戻しを、加熱温度：６２０℃以上Ａｃ₁点以下、かつ下記式（１）で表されるＰ_T値が１９．２以上２０．６以下となる加熱温度および加熱時間で行うところに特徴を有する。
Ｐ_T値＝Ｔ_T×（２０＋ｌｏｇｔ_T）×１０^-3 …（１）
式（１）中、Ｔ_Tは焼戻しの加熱温度（Ｋ）、ｔ_Tは焼戻しの加熱時間（ｈｒ）を示す。

本発明には、前記鋼部材の製造方法も含まれる。該鋼部材の製造方法は、前記鋼板を用いて溶接し、更に溶接後熱処理を、下記式（２）で表されるＰ_PWHT値が２０以上となる加熱温度および加熱時間で行うところに特徴を有する。
Ｐ_PWHT値＝Ｔ_PWHT×（２０＋ｌｏｇｔ_PWHT）×１０^-3 …（２）
式（２）中、Ｔ_PWHTは溶接後熱処理の加熱温度（Ｋ）、ｔ_PWHTは溶接後熱処理の加熱時間（ｈｒ）を示す。

本発明の鋼板を鋼部材の製造に用いれば、該鋼部材の製造工程中のＰＷＨＴを長時間、特には高温長時間とした場合にも、鋼材内部が高強度かつ靭性の十分に優れた鋼部材が得られる。その結果、高強度かつ高靭性を示す中・高温圧力容器等を提供することができる。

更に、本発明の鋼部材は、合金元素量が抑えられているため、省資源化かつコストダウンに寄与する。

図１は、実施例におけるＤ／ｄと−３８℃でのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示したグラフである。

本発明者らは、合金元素量が、前記２．２５Ｃｒ−１．０Ｍｏ鋼よりも抑えられたＣｒ−Ｍｏ鋼からなる鋼板を用いることを前提に、該鋼板に対し、特に長時間のＰＷＨＴを施して鋼部材を製造した場合であっても、該鋼部材として板厚中央部の低温靭性と強度に優れたものを得るべく、鋭意研究を重ねた。

その結果、まず板厚中央部が高靭性の鋼部材を得るには、特に、
・微細な組織とし、かつ粗大化しやすく破壊の起点となりやすい粒界炭化物の微細化を図る。詳細には、（ａ）焼戻ベイナイトと焼戻マルテンサイトの少なくとも一方とすると共に、（ｂ）隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径（以下、単に「大角粒界サイズ」ということがある）をＤ、粒界炭化物の最大径をｄとしたとき、Ｄ／ｄで表わされる値が５４以下とする；および
・焼戻し脆化感受性の抑制を図る、詳細には、後述する成分組成を満たすようにする；
ことが有効であることを見出した。上記「焼戻し脆化感受性の抑制」を、以下「焼戻し脆化の抑制」、「粒界割れの抑制」ともいう。

以下では、本発明の鋼部材の、板厚中央部のミクロ組織に関する上記（ａ）および（ｂ）についてまず説明する。

尚、以下の説明では、「板厚中央部の組織」を、単に「組織」という。また、下記に示す特性、即ち、強度、低温靭性は、鋼部材、即ち、鋼板に対して溶接およびＰＷＨＴを施した後の、少なくとも板厚中央部の各特性をいうものとする。

（ａ）組織が焼戻ベイナイトと焼戻マルテンサイトの少なくとも一方である。
上記焼戻ベイナイトや焼戻マルテンサイトは、微細な組織であり、特に板厚中央部の強度および靭性を確保するのに有効な組織である。本発明の鋼部材は、組織が焼戻ベイナイトと焼戻マルテンサイトの少なくとも一方である。その他の不可避的に含まれうる組織として、ポリゴナルフェライト、残留オーステナイト、パーライト等が挙げられるが、これらの組織は合計で５面積％以下に抑えられ、最も好ましくはこれらの組織が０面積％である。特に前記ポリゴナルフェライトが存在する場合、結晶粒サイズの粗大な上部ベイナイト組織が主体となり、良好な靭性を確保することができない。

（ｂ）隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径をＤ、粒界炭化物の最大径をｄとしたとき、Ｄ／ｄで表わされる値が５４以下である。

板厚中央部の組織を、上述の通り、焼戻ベイナイトと焼戻マルテンサイトの少なくとも一方とすることで、組織の微細化を図ることができるが、本発明では、組織の確実な微細化により高い靭性を得るべく、上記（ｂ）を規定する。

焼戻ベイナイトと焼戻マルテンサイトの組織の場合、一般的には、隣接する２つの結晶の方位差（結晶方位差）が１５°以上の、いわゆる大角粒界は、隣接する２つの結晶方位差が大きいため、脆性破壊の進展が湾曲され、脆性破壊の破面単位が小さくなり、靭性向上に寄与する。一方、本発明の鋼部材は、上述の通り、ＰＷＨＴ、特には長時間のＰＷＨＴ、更には高温長時間のＰＷＨＴを受けたものである。鋼部材を構成するＣｒ−Ｍｏ鋼は、ＰＷＨＴを受けると、一般的にＭ₂₃Ｃ₆の粒界炭化物が生成する。このＰＷＨＴの条件が高温、長時間といった厳しい条件になると、上記粒界炭化物は粗大化して破壊の起点となりやすく、靭性劣化を招く。

本発明では、これら大角粒界サイズの平均円相当径Ｄと上記粒界炭化物のうちの最大径ｄの関係について、上記（ｂ）の通りＤ／ｄで表わされる値が５４以下を満たせば、ＰＷＨＴ後であっても十分に優れた靭性を確保できることを見出した。上記Ｄ／ｄは、好ましくは５０以下、より好ましくは４８以下である。尚、本発明で規定する成分組成や製造条件等を考慮すると、上記Ｄ／ｄの下限値は１２程度となる。

本発明では、上記Ｄ／ｄが５４以下を満たせばよく、大角粒界の平均円相当径Ｄと上記粒界炭化物の最大径ｄの個々の値については特に限定されない。大角粒界サイズの平均円相当径Ｄは、例えば４５μｍ以下、更には３５μｍ以下、更には３０μｍ以下、更には２５μｍ以下、更には１５μｍ以下とすることができる。大角粒界サイズの下限は、製造上、おおよそ１０μｍ程度となる。また、上記粒界炭化物の最大径ｄは、例えば０．８μｍ以下とすることができる。該粒界炭化物の最大径は、更に０．７０μｍ以下、更に０．６０μｍ以下とすることができる。尚、上記粒界炭化物の最大径の下限は、本発明で規定の成分組成および製造条件の範囲内において、おおよそ０．２０μｍ程度である。

本発明では、板厚中央部の組織を上記の通り制御する必要があるが、その他の部位、例えば板厚表層部等の組織については特に限定されない。なお、板厚中央部より表層側の部分は、板厚中央部よりも一般的に焼入れ時の冷却速度が大きいので、板厚中央部よりも微細な組織が得られやすく、強度、靭性ともに板厚中央部よりも良くなる傾向にある。

板厚中央部において、上記（ａ）および（ｂ）の微細な組織を得るには、上記鋼部材の製造に用いる鋼板の成分組成を、特に下記の通りとする必要がある。即ち、上記平均円相当径Ｄの微細のために後述する量のＢを含有させ、フリーＢ（固溶Ｂ）として存在させることによって焼入れ性を高めることが必要である。そのためには、フリーＢを確保すべく、Ｂと結合してＢＮを形成しやすいＮを、後述する量のＡｌを添加してＡｌＮとして固定することが重要である。このＡｌＮは、焼入れ時に旧オーステナイト（γ）粒の粗大化を抑制して、微細な組織を得るために有用である。

上記の通りＤの微細化のために、合金元素を添加して焼入性を向上させることが有効であるが、過剰なＣ、過剰なＣｕやＮｉは強度を必要以上に高めて、靭性の低下を招く。よって靭性確保の観点から、Ｃ、ＣｕおよびＮｉの上限を設定する必要がある。

また本発明では、ＮｂとＴｉの含有量を抑える。これらの元素が多く含まれると、上記範囲のＤ／ｄを達成することが困難となるからである。またこれらの元素は、必要以上に強度を高めて加工性の低下を招くからである。更に、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒの含有量も抑える。これらの元素は介在物を増加させ、靭性の低下を招くからである。また上記粒界炭化物のサイズ制御には、上記Ｃの他にＣｒの含有量も制御が必要である。更に、焼戻し脆化感受性を抑制して靭性を確保するには、Ｓｉ等の含有量の制御も必要である。

更に製造条件として、後に詳述する通り、溶接に供する鋼板の製造時に、焼入れと焼戻しの条件を適正に制御することが重要である。

以下ではまず、上記組織や特性の確保に必要な、鋼板および鋼部材の成分組成について説明する。

Ｃ：０．１１０％以上０．１５％以下
Ｃは、鋼板の焼入れ時に、冷却速度の小さい板厚中央部でも、焼戻ベイナイトと焼戻マルテンサイトの少なくとも一方を得ること、及び焼入れ性を増加させて平均結晶粒径Ｄの微細化を図り、Ｄ／ｄを上記範囲内とするために必要な元素である。また、粒界炭化物を確保して、十分な母材強度を得るためにも必要な元素である。これらの効果を十分発揮させるため、Ｃ量を０．１１０％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．１２０％以上、より好ましくは０．１３０％以上である。しかしＣ量が過剰であると、長時間のＰＷＨＴ後に、粒界炭化物の粗大化を招き、靭性が劣化する。また、鋼板の溶接時に溶接割れが生じやすくなる。よってＣ量は０．１５％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．１４５％以下である。

Ｓｉ：０．５０％以上０．８０％以下
Ｓｉは、鋼部材の母材強度、即ち、板厚中央部の強度の向上に有効な元素である。また脱酸材として用いられる元素でもある。更に、焼戻し脆化感受性を抑制して靭性確保にも有用な元素である。これらの効果を発揮させるため、Ｓｉ量は０．５０％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．５５％以上、より好ましくは０．６０％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、焼戻し脆化感受性が高まり、靭性が劣化するので、０．８０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．７５％以下、より好ましくは０．７０％以下である。

Ｍｎ：０．４０％以上０．６５％以下
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させることで、焼入れ性を向上させ、微細な組織を得て、その結果、強度と靭性を確保する上で有効な元素である。こうした効果を発揮させるため、Ｍｎは０．４０％以上含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは０．４５％以上であり、より好ましくは０．４６％以上である。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、焼戻し脆化感受性が高まり、靭性が劣化する。よって、Ｍｎ量は、０．６５％以下、好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．５５％以下、より更に好ましくは０．５０％以下である。

Ｐ：０％超０．００７０％以下
不可避不純物であるＰは、母材と溶接部の靭性に悪影響を及ぼすとともに、特に鋼部材の粒界に偏析し、粒界割れを招き、靭性を劣化させる。これらの不都合を招かないように、Ｐ量は０．００７０％以下に抑制する。Ｐ量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。

Ｓ：０％超０．００７０％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成し、鋼板の溶接時に溶接割れを招きやすい元素である。よってＳは、できるだけ少ない方が好ましく、Ｓ量は０．００７０％以下、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下に抑える。

Ａｌ：０．０３０％以上０．０８０％以下
Ａｌは、上述の通り、本発明では非常に重要な元素であり、焼入れ時にＮをＡｌＮとして固定し、フリーＢによる焼入れ性確保に必要な元素である。また、ＡｌＮは、焼入れ時の旧γ粒の粗大化を抑制し、微細な組織を得るために有用である。更にＡｌは脱酸に必要な元素でもある。これらの効果を発揮させるため、Ａｌ量を０．０３０％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０４０％以上、より好ましくは０．０４５％以上、更に好ましくは０．０５０％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると、アルミナ系の粗大な介在物が形成されて靭性が低下する。よってＡｌ量は０．０８０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０７５％以下であり、より好ましくは０．０７１％以下である。

Ｃｕ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上０．３０％以下
ＣｕおよびＮｉは、靭性を大きく損なうことなく、強度を高めるのに有効な元素である。この効果を十分に発揮させるため、Ｃｕを０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１１％以上、かつＮｉを０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．１６％以上含有させる。ただし、これらの元素の多量の添加は、前述の通り強度を必要以上に高めて、靭性の低下を招く。よって、Ｃｕ量の上限は０．２０％以下、Ｎｉ量の上限は０．３０％以下とする。Ｃｕ量は、より好ましくは０．１８％以下、更に好ましくは０．１７％以下である。またＮｉ量は、より好ましくは０．２８％以下、更に好ましくは０．２６％以下である。

Ｃｒ：１．０５％以上１．５０％以下
Ｃｒは、ＰＷＨＴによる炭化物の粗大化を抑制し、鋼部材の靭性を確保するのに有効な元素である。また、中・高温域における強度の確保、更には耐食性の向上にも有効な元素である。これらの効果を発揮させるため、Ｃｒを１．０５％以上含有させる。Ｃｒ量は、好ましくは１．１０％以上、より好ましくは１．２０％以上である。一方、Ｃｒを過剰に含有させると、焼戻し脆化感受性が高まり、ＰＷＨＴ後に粒界割れが生じやすく、靭性に悪影響を及ぼす。また過剰のＣｒは、加工性や溶接性の低下、更には製造コストの上昇を招く。よって、Ｃｒ量は１．５０％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは１．４５％以下、より好ましくは１．４０％以下である。

Ｍｏ：０．４５％以上０．６５％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高めるとともに、焼戻し脆化の抑制に有効な元素である。これらの効果を得るには、Ｍｏを０．４５％以上含有させる必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは０．５０％以上であり、より好ましくは０．５５％以上である。一方、Ｍｏ量が０．６５％を超えても効果の向上は小さく、製造コストの上昇につながるため、Ｍｏ量の上限は０．６５％以下とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．６２％以下である。

Ｎ：０．００３０％以上０．００７０％以下
Ｎは、Ａｌとともに本発明に重要な元素である。ＡｌＮを生成し、焼入れ時にＮを固定することにより、フリーＢによる焼入れ性向上効果を最大限発揮させることができる。またＡｌＮは、焼入れ時の旧γ粒の粗大化を抑制し、微細な組織を得るために有用である。
Ｎ量が０．００３０％未満であると、ＡｌＮが不足し、旧γ粒が粗大になり、その結果、微細な組織が得られず靭性が劣化する。よって、Ｎ量は０．００３０％以上とする。好ましくは０．００３５％以上、より好ましくは０．００４０％以上である。一方、Ｎ量が０．００７０％を超えると、ＡｌによるＮ固定効果が得られず、ＢＮが生成してしまい、フリーＢによる焼入れ性向上効果が阻害されて、組織が粗大化し、靭性が劣化する。よってＮ量は０．００７０％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００５５％以下、更に好ましくは０．００５０％以下である。

Ｂ：０．０００３％以上０．００１０％以下
Ｂは、上述した通り、フリーＢ（固溶Ｂ）として存在させることで、焼入れ性を高め、特に、焼入れ時の冷却速度が遅い板厚が厚めの鋼板の板厚中央部においても、平均結晶粒径Ｄを微細化することができる。その結果、上記板厚中央部においても優れた靭性を確保することができる。この様な効果を得るには、前述のＡｌおよびＮの含有量と後述する焼入れ条件を制御することを前提としても、Ｂは０．０００３％以上必要である。Ｂ量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．０００７％以上である。一方、Ｂを過度に含有させると、かえって焼入れ性が低下する場合や、溶接割れ等を招くことがあるため、Ｂ量の上限は０．００１０％とする。Ｂ量は、好ましくは０．０００９％以下であり、より好ましくは０．０００８％以下である。

Ｖ：０％以上０．０３０％以下
Ｖは、炭化物、窒化物を形成して強度向上に寄与するとともに、焼入れ性を高めて微細な組織を得るのにも有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｖ量を好ましくは０．００３％以上含有させてもよい。Ｖ量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｖの過剰な添加は、コストの上昇を招くため、上限は０．０３０％以下とする。Ｖ量は、好ましくは０．０２７％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。

Ｎｂが０．００５％以下、Ｔｉが０．００１％以下、かつＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒの合計が０．００１０％以下
本発明では、Ｎｂを０．００５％以下、Ｔｉを０．００１％以下、かつＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）およびＺｒの合計を０．００１０％以下に抑える。上述の通り、ＮｂとＴｉは、焼入れ時の旧γ粒を微細にし、焼入性を低下させる。
その結果、大角粒界サイズが粗大、即ち、平均円相当径Ｄが大きくなり、Ｄ／ｄが規定範囲を超えてしまう。またＮｂとＴｉは、必要以上に強度を高め、加工性の低下を招く元素でもある。更にＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒは、介在物を増加させ、靭性の低下を招く。以上のことから、これらの元素は極力抑えることが好ましく、いずれの元素もゼロであってもよい。本発明において前記ＲＥＭは、ランタノイド元素、即ちＬａからＬｕまでの１５元素、およびスカンジウムとイットリウムを含む意味である。

本発明の鋼板および鋼部材は上記化学成分を含有し、残部は鉄および不可避不純物である。

次に、本発明の鋼板および鋼部材の製造方法について説明する。まず鋼板の製造方法から説明する。

上述した成分組成を有する鋼片を、常法により熱間圧延して鋼板を得た後、該鋼板に対し、焼入れと焼戻しを行う。鋼部材の上記（ａ）および（ｂ）で規定の微細な組織を得るには、鋼板の製造工程において、下記の条件で焼入れおよび焼戻しを行う必要がある。

焼入れの加熱温度：９１０℃以上９４０℃以下、かつ該加熱温度での保持時間：２５分以上６０分以下
焼入れの加熱温度を９１０〜９４０℃、かつ加熱保持時間を２５分以上とすることによって、旧γ粒をある程度成長させることができ、その結果、焼入れ性が向上し、微細な組織を得ることができる。

焼入れの加熱温度が９１０℃を下回ると、焼入れ時の旧γ粒が微細なままであるため、鋼板の板厚中央部の様に冷却速度の遅い部分では、微細な組織が得られず、優れた靭性を確保することができない。よって、焼入れの加熱温度は９１０℃以上とする。好ましくは９２０℃以上である。一方、加熱温度が９４０℃を超えると、ＡｌＮとして固定していたＮが一部固溶し、Ｂと結合してＢＮとなり、フリーＢによる焼入れ性向上効果が得られない。その結果、微細な組織が得られず、靭性が劣化する。よって、焼入れの加熱温度は９４０℃以下とする。好ましくは９３５℃以下である。

また、焼入れ時の加熱温度が上記範囲内であっても、該加熱温度での保持時間（加熱保持時間）が２５分より短いと旧γ粒が微細なままであるため、所定量のＢを含んでいても十分な焼入れ性が得られず、その結果、組織が粗大化して靭性が劣化する。よって加熱保持時間は２５分以上とする。好ましくは３０分以上である。加熱保持時間の上限は、生産性等の観点から６０分以下であり、好ましくは５５分である。

尚、上記の通り焼入れ時の条件を制御して、旧γ粒径を５０〜１００μｍ程度の範囲内とすれば、微細な組織が容易に得られるため好ましい。

前記焼入れに続いて、焼戻しを６２０℃以上Ａｃ₁点以下の温度、かつ下記式（１）で表されるＰ_T値が１９．２以上２０．６以下となる加熱温度および加熱時間で行う。
Ｐ_T値＝Ｔ_T×（２０＋ｌｏｇｔ_T）×１０^-3 …（１）
式（１）中、Ｔ_Tは焼戻しの加熱温度（Ｋ）、ｔ_Tは焼戻しの加熱時間（ｈｒ）を示す。

焼戻しの加熱温度（焼戻し温度）：６２０℃以上Ａｃ₁点以下
前記焼入れでは、板厚によらず表層近傍は冷却速度が大きく、表層の硬さが硬くなりやすいため、焼入れ後、焼戻しを行うことにより鋼板の曲げ加工等の加工性を向上させることができる。よって、鋼部材の製造工程において、該鋼板の加工性を向上させる観点からは、表層の硬さを減じるために焼戻しを行うことが好ましい。焼戻しの条件としては、焼戻し温度を６２０℃以上Ａｃ₁点以下とすることが好ましい。焼戻し温度を６２０℃以上とすることによって、表層の硬さが十分低減されて、良好な加工性を確保することができる。焼戻し温度は、より好ましくは７００℃以上である。一方、焼戻し温度がＡｃ₁点を超えると、組織の一部が逆変態し、その後空冷されるため、ポリゴナルフェライトが混在するようになる。その結果、所望の組織である焼戻ベイナイトと焼戻マルテンサイトの少なくとも一方が得られず、強度低下を招き、かつ逆変態部は組織が粗いため、靭性低下も招く。よって、焼戻し温度の上限はＡｃ₁点以下とすることが好ましい。前記焼戻し温度は、より好ましくは７５０℃以下である。尚、上記Ａｃ₁点は、後述する実施例に記載の方法で求められる。

焼戻しは、更に、規定の式（１）で表されるＰ_T値が上記範囲内となる加熱温度および加熱時間で行う。上記Ｐ_T値が１９．２を下回ると、硬さが高くなりすぎて加工性が低下するといった不具合が生じる。よって、上記Ｐ_Ｔ値は１９．２以上であり、好ましくは１９．３以上、より好ましくは１９．４以上である。一方、上記Ｐ_T値が２０．６を上回ると、炭化物の粗大化等が生じて、靭性等の特性の低下を招く。よって、上記Ｐ_T値は２０．６以下であり、好ましくは２０．３以下、より好ましくは２０．０以下である。

本発明の鋼板の板厚は、１００ｍｍ以下である。板厚の下限は、６ｍｍ以上、更には１０ｍｍ以上である。上記鋼板を用いて得られる鋼部材も、上記鋼板と同じ板厚である。

本発明の鋼部材は、上記焼入れおよび焼戻しを行って得られた鋼板に対し、一般的に行われている方法で溶接、更には、上述した通りひずみを除去するために溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を施して得られる。

本発明の鋼部材の製造方法は、上記溶接後熱処理を、下記式（２）で表されるＰ_PWHT値が２０以上となる加熱温度および加熱時間で行うところに特徴を有する。この条件は、高温長時間の厳しい条件（例えば、温度：６８０℃以上かつ加熱時間２０時間以上の場合、Ｐ_PWHT値は２０．３）を示している。本発明では、この様に高温長時間の厳しい条件で熱処理を経た後であっても、靭性の十分に優れた鋼部材が得られる。上記ＰＷＨＴの条件として、例えば加熱温度：６００〜６９０℃、加熱時間：５時間〜２２時間とすることが挙げられる。
Ｐ_PWHT値＝Ｔ_PWHT×（２０＋ｌｏｇｔ_PWHT）×１０^-3 …（２）
式（２）中、Ｔ_PWHTは溶接後熱処理の加熱温度（Ｋ）、ｔ_PWHTは溶接後熱処理の加熱時間（ｈｒ）を示す。

本発明の鋼部材は、例えば石油精製をはじめとする化学工業で用いる中・高温圧力容器等として用いることができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１−１および表１−２に示す成分組成を満たす鋼片に対し、常法により熱間圧延を施した後、表２に示す条件で焼入れおよび焼戻しを行い、表２に示す板厚の鋼板を得た。前記板厚は、鋼部材を模擬した試験片の板厚でもある。表２に示すＡｃ₁点は、表１−１および表１−２に示す成分組成の鋼板を用い、０．５℃／秒の昇温速度で加熱した際の膨張率変化を解析することによって求めた。尚、焼入れおよび焼戻しの加熱温度は、鋼板の板厚中心部の温度であり、熱処理炉の炉内雰囲気温度と在炉時間から差分法により計算するか、実験炉を用いた場合は同板厚のダミー材に熱電対を差し込んで実測した温度である。

更に、溶接後のＰＷＨＴを模擬して、大気雰囲気の台車型電気炉にて、加熱温度：６９０℃で加熱保持時間：２２時間の条件で熱処理を行って、鋼部材を模擬した試験片を得た。前記条件は、現状実施されている条件の中でも著しく厳しい条件であり、この場合、Ｐ_PWHT値は２０．６である。室温から上記加熱温度までの昇温速度と、上記加熱温度から室温までの降温速度は、いずれも５５℃／ｈｒ以下とした。

尚、鋼部材を製造する際、前記鋼板を溶接してからＰＷＨＴを施すが、該溶接として例えば多層溶接が実施される後、該溶接は、鋼部材（溶接熱影響部も含む）の特性（特に靭性）に悪影響を及ぼすことは少ないため、本実施例では、溶接に関する熱処理は施さずに試験片を作製した。

上記の様にして得られた試験片を用い、金属組織の評価、引張試験、およびシャルピー衝撃試験を下記の要領で実施した。また、鋼部材の製造工程で要求されうる特性である鋼板の加工性を評価するため、前記ＰＷＨＴ実施前の鋼板を用いて表層硬さの測定を行った。

［金属組織の観察］
金属組織の観察は以下のようにして実施した。
（１）圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取した。
（２）湿式エメリー研磨紙（＃１５０〜＃１０００）での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）により、観察面の鏡面仕上を行った。
（３）研磨されたサンプルを、３％ナイタール溶液を用いて腐食し、結晶粒界を現出させた。
（４）ｔ（板厚）／２部位において、現出させた組織を４００倍の倍率で写真撮影した。
本実施例では６ｃｍ×８ｃｍの写真として撮影した。次に、撮影した写真にて、旧オーステナイト粒界にポリゴナルフェライトが生成しているものを判別し、黒く塗りつぶした。
次に、前記写真を画像解析装置に取り込んだ。前記写真の領域は４００倍の場合、１５０μｍ×２００μｍに相当する。画像解析装置への取り込みは、いずれの倍率の場合も、領域の合計が１ｍｍ×１ｍｍ以上となるよう取り込んだ。即ち、４００倍の場合、上記写真を少なくとも３５枚取り込んだ。
（５）画像解析装置において、写真毎に黒色の面積率を算出し、全ての写真の平均値をポリゴナルフェライト（Ｆ）分率とし、全体から差し引いたものを、焼戻ベイナイトと焼戻マルテンサイトの少なくとも一方（Ｂ＋Ｍ）の分率とした。

尚、ここでいう焼戻ベイナイトは、上部ベイナイト、下部ベイナイト、ベイニティックフェライトなどが焼戻された組織をいうが、一般的に焼戻マルテンサイトも含め、これらの組織を選別することは難しいこと、またＰＷＨＴ後は組織が十分焼き戻されていることから、ポリゴナルフェライト以外の組織を、焼戻ベイナイトと焼戻マルテンサイトの少なくとも一方（Ｂ＋Ｍ）とした。尚、本実施例で使用したいずれの試験片にも、パーライト組織は含まれていないことも確認した。

［ＥＢＳＰ法による大角粒界サイズの測定］
ＥＢＳＰ法を用いて、隣接する２つの結晶の方位差（結晶方位差）が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径（大角粒界サイズ）を求めた。その測定要領は以下の通りとした。
（１）圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を、観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取した。
（２）湿式エメリー研磨紙（＃１５０〜＃１０００）での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）により、観察面の鏡面仕上を行った。
（３）ＴｅｘＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ社製のＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）装置を使用し、板厚方向のｔ／２部において測定範囲：２００×２００μｍ、０．５μｍピッチで、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界とし、該結晶粒界で囲まれた結晶粒（大傾角粒）のサイズを測定した。この時、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックスが０．１よりも小さい測定点は解析対象から除外した。
（４）このようにして求められる大角粒界で囲まれた結晶粒のサイズの平均値を算出して、本発明における「隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径」とした。尚、大角粒界で囲まれた結晶粒のサイズが１．０μｍ以下の場合は、測定ノイズと判断し、平均値計算の対象から除外した。

［粒界炭化物のサイズの測定］
粒界炭化物のサイズは下記のとおり測定した。
（１）圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取した。
（２）湿式エメリー研磨紙（＃１５０〜＃１０００）での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）により、観察面の鏡面仕上を行った。
（３）研磨されたサンプルを、３％ナイタール溶液を用いて腐食し、結晶粒界を現出させた。
（４）ｔ（板厚をいう。以下同じ）／２部位において、現出させた組織を１０００倍の倍率で写真撮影した。本実施例では６ｃｍ×８ｃｍの写真として撮影した。次に、前記写真を画像解析装置に取り込んだ。前記写真の領域は、１０００倍の場合、６０μｍ×８０μｍに相当する。画像解析装置への取り込みは、領域の合計が０．４ｍｍ×０．４ｍｍ以上となるよう取り込んだ。即ち、１０００倍の場合は上記写真を少なくとも３５枚取り込んだ。
（５）画像解析装置において、写真毎に粒界炭化物のサイズとして短軸長さを算出し、全ての写真の粒界炭化物サイズの最大値を算出した。

［引張試験（引張特性の評価）］
ｔ／２の部位から圧延直角方向に丸棒引張試験片を採取して、ＡＳＴＭ Ａ３７０の要領で引張試験を行い、降伏強度および引張強度を測定した。そして、降伏強度であるＹＳが３１０ＭＰａ以上、かつ引張強度であるＴＳが５１５ＭＰａ以上の場合を、高強度であると評価した。

［シャルピー衝撃試験（衝撃特性の評価）］
ｔ／２の部位から圧延直角方向にフルサイズのＶノッチ試験片を採取して、ＡＳＴＭ Ａ３７０の要領で試験温度−３８℃にてシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー吸収エネルギーを測定した。なお、シャルピー吸収エネルギーは３本の試験片の平均値を採用した。そして、−３８℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ_-38が１００Ｊ以上の場合を、靭性に優れている、即ち衝撃特性に優れていると評価した。

［表層硬さの測定（鋼板の加工性の評価）]
鋼板の加工性を評価するため、ＰＷＨＴ実施前の鋼板を用い、表面から１ｍｍ深さの位置にて、ＡＳＴＭ ３７０の要領でブリネル硬さ試験を行った。そして、ＨＢＷの平均値が２００以下の場合を、加工性に優れると評価し、該ＨＢＷの平均値が２００超の場合を、加工性は通常レベルと評価した。

これらの結果を表２および表３に示す。尚、以下のＮｏ．は、表２および表３の試験Ｎｏ．を示す。

表１−１、表１−２、表２および表３から次のことがわかる。即ち、Ｎｏ．１〜５、７〜９、１２〜３６は、本発明で規定の成分組成を満たす鋼を用い、かつ規定の条件で製造しているため、鋼板は優れた加工性を示し、かつ得られた鋼部材は、所望の組織を有し、板厚中央部において優れた強度と靭性を示した。

これに対し、上記以外の例は、成分組成・製造条件のいずれかが外れているため、鋼板の加工性を確保できないか、板厚中央部における引張特性、衝撃特性の少なくともいずれかが劣る結果となった。

即ち、Ｎｏ．６は、成分組成を満たしているが、焼戻し時のＰ_Ｔ値が低すぎたため、十分に焼戻しされず、ブリネル硬さが高い、即ち加工性に劣った。一方、Ｎｏ．１１は成分組成を満たしているが、焼戻し時のＰ_Ｔ値が高すぎたため、炭化物が粗大化し、特性が低下した。

Ｎｏ．１０は、成分組成を満たしているが、焼入れの加熱時間が短すぎるため、十分に焼入れが行われず、Ｄ／ｄが上限を超え、靭性に劣る結果となった。

Ｎｏ．３７は、Ｃ量が過剰であるため、靭性が劣化すると共に、ブリネル硬さが高く加工性に劣る結果となった。

Ｎｏ．３８、４２および４９は、Ｂを含んでいないため、Ｄ／ｄが大きくなり、靭性に劣った。またＮｏ．４８は、Ｂを含んでいないためＤ／ｄが大きくなり、かつＰ量が過剰であるため、靭性に劣った。

Ｎｏ．３９とＮｏ．４６は、一定以上のＮｂを含んでいるため、焼入れ時の旧γ粒が微細となり、十分な焼入性が得られずＤ／ｄが大きくなり、靭性に劣った。またＮｏ．４６では加工性も低下した。

Ｎｏ．４０および４３は、Ｃ量が不足しているために十分な焼入れ性を確保できず、Ｄ／ｄが大きくなり、靭性に劣った。またＮｏ．４１は、Ｃ量が不足しているため、フェライトが多く生成して所望の強度を確保できず、かつＤ／ｄが大きくなり、靭性に劣った。
Ｎｏ．４４は、Ｃ量が不足しかつＢを含んでいないため、十分な焼入れ性を確保できず、その結果、強度が低く、かつＤ／ｄが大きくなり靭性が低下した。Ｎｏ．５１は、Ｃ量が不足しているために、炭化物サイズが小さくＤ／ｄが大きくなり、特に所望の靭性を確保できなかった。

Ｎｏ．４５は、一定以上のＴｉを含んでいるため、焼入れ時の旧γ粒が微細となり、十分な焼入性が得られずＤ／ｄが大きくなり、靭性に劣った。

Ｎｏ．４７は、Ｐ量が過剰であるため、靭性に劣った。

Ｎｏ．５０は、Ｂ量が不足しており、焼入れ性が足りないため靭性が低下した。

Ｎｏ．５２は、ＣｕとＮｉを過剰に含んでおり、かつＣ量も過剰であるため、靭性が低下した。

図１は、上記表２および表３のデータを用い、Ｄ／ｄと−３８℃でのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示したグラフである。このグラフから、Ｄ／ｄを５４以下とすれば、十分に優れた靭性を確保できることがわかる。尚、図１中のＮｏ．４７および５２は、上述の通り、Ｄ／ｄは本発明の範囲を満たしているものの、成分組成が外れたため靭性が低下した例である。

Claims (4)

1. Ｃ：０．１１０％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上０．８０％以下、
   Ｍｎ：０．４０％以上０．６５％以下、
   Ｐ：０％超０．００７０％以下、
   Ｓ：０％超０．００７０％以下、
   Ａｌ：０．０３０％以上０．０８０％以下、
   Ｃｕ：０．０５％以上０．２０％以下、
   Ｎｉ：０．０５％以上０．３０％以下、
   Ｃｒ：１．０５％以上１．５０％以下、
   Ｍｏ：０．４５％以上０．６５％以下、
   Ｎ：０．００３０％以上０．００７０％以下、
   Ｂ：０．０００３％以上０．００１０％以下、および
   Ｖ：０％以上０．０３０％以下
   を満たし、
   Ｎｂが０．００５％以下、Ｔｉが０．００１％以下、かつＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒの合計が０．００１０％以下に抑えられ、残部が鉄および不可避不純物であり、
   板厚が１００ｍｍ以下であって、
   板厚中央部における組織が、下記（ａ）、（ｂ）の全てを満たし、かつ−３８℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする鋼部材。
   （ａ）組織が焼戻ベイナイトと焼戻マルテンサイトの少なくとも一方である。
   （ｂ）隣接する２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径をＤ、粒界炭化物の最大径をｄとしたとき、Ｄ／ｄで表わされる値が５４以下である。
2. 請求項１に記載の鋼部材の製造に用いる鋼板であって、
   Ｃ：０．１１０％以上０．１５％以下、
   Ｓｉ：０．５０％以上０．８０％以下、
   Ｍｎ：０．４０％以上０．６５％以下、
   Ｐ：０％超０．００７０％以下、
   Ｓ：０％超０．００７０％以下、
   Ａｌ：０．０３０％以上０．０８０％以下、
   Ｃｕ：０．０５％以上０．２０％以下、
   Ｎｉ：０．０５％以上０．３０％以下、
   Ｃｒ：１．０５％以上１．５０％以下、
   Ｍｏ：０．４５％以上０．６５％以下、
   Ｎ：０．００３０％以上０．００７０％以下、
   Ｂ：０．０００３％以上０．００１０％以下、および
   Ｖ：０％以上０．０３０％以下
   を満たし、
   Ｎｂが０．００５％以下、Ｔｉが０．００１％以下、かつＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、およびＺｒの合計が０．００１０％以下に抑えられ、残部が鉄および不可避不純物であり、かつ板厚が１００ｍｍ以下であることを特徴とする鋼板。
3. 請求項２に記載の鋼板の製造方法であって、請求項２に記載の成分組成を満たす鋼片を熱間圧延後、焼入れを、加熱温度：９１０℃以上９４０℃以下、かつ該加熱温度での保持時間：２５分以上６０分以下の条件で行い、この焼入れ後に焼戻しを、加熱温度：６２０℃以上Ａｃ₁点以下、かつ下記式（１）で表されるＰ_T値が１９．２以上２０．６以下となる加熱温度および加熱時間で行うことを特徴とする鋼板の製造方法。
   Ｐ_T値＝Ｔ_T×（２０＋ｌｏｇｔ_T）×１０^-3 …（１）
   式（１）中、Ｔ_Tは焼戻しの加熱温度（Ｋ）、ｔ_Tは焼戻しの加熱時間（ｈｒ）を示す。
4. 請求項１に記載の鋼部材の製造方法であって、請求項２に記載の鋼板を用いて溶接し、更に溶接後熱処理を、下記式（２）で表されるＰ_PWHT値が２０以上となる加熱温度および加熱時間で行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
   Ｐ_PWHT値＝Ｔ_PWHT×（２０＋ｌｏｇｔ_PWHT）×１０^-3 …（２）
   式（２）中、Ｔ_PWHTは溶接後熱処理の加熱温度（Ｋ）、ｔ_PWHTは溶接後熱処理の加熱時間（ｈｒ）を示す。

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