JP2021008653A - 低温靱性に優れる圧力容器用鋼板 - Google Patents
低温靱性に優れる圧力容器用鋼板 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】合金元素を抑制しつつ、厳格化した650℃×30hrのPWHT後の強度、低温靱性を確保する低温靱性に優れる圧力容器用鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、C:0.201〜0.300％、Si:0.10〜0.50％、Mn:1.00〜1.80％、P:0.0200％以下、S:0.0100％以下、Ni:0.10〜0.80％、Cr:0.10〜0.80％、Mo:0.10〜0.80％、Al:0.010〜0.050％、N:0.0080％以下を含有し、残部Feおよび不純物からなり、C、Cr、Moの含有量で特定されるパラメータHがH<5.0を満足し、650℃×30時間の溶接後熱処理後の粗大炭化物が2.0μm以下、-20℃でのJIS4号シャルピー衝撃吸収エネルギーの平均値が30J以上、降伏応力が485MPa以上、引張強さが620MPa以上795MPa以下であり、板厚120mm以上であることを特徴とする。【選択図】図１
Description
本発明は、低温靱性に優れる圧力容器用鋼板に関する。
本発明は圧力容器、橋梁、建築、造船などの大型構造体に使用され、６５０℃×３０時間後の溶接後熱処理後の−２０℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギーの平均値が３０Ｊ以上、降伏応力が４８５ＭＰａ以上、引張強さが６２０ＭＰａ以上７９５ＭＰａ以下であり、板厚１２０ｍｍ以上の高強度厚鋼板に関わり、特に低温靭性に優れるものに関する。
用いられる鋼板は強度に加えて低温靭性が要求される。施工溶接時の残留応力を除去するための溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ 以下、ＰＷＨＴ）後の靭性が要求される。近年では圧力容器、構造体の大型化に伴い鋼板の高強度化、厚手化が求められており、ＰＷＨＴ後の靭性を確保することは難しくなっている。
この種類の圧力容器用鋼の製造にあたっては、熱間圧延後の再加熱焼入れ、焼戻し熱処理が適用され厚手化に伴う板内の強度、靭性を確保するために合金元素を多く添加する。特許文献１には、ミクロ組織の平均旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下で、マルテンサイトおよび／またはベイナイト組織が面積分率で８０％以上である板厚１００ｍｍ以上の厚肉高靭性高張力鋼板に関する記載がある。
昨今は更に使用環境の過酷化でＰＷＨＴ条件の厳格化が進んでいる。例えば今回の「６５０℃×３０時間」がそれにあたる。しかし板厚１２０ｍｍ以上で厳格化されたＰＷＨＴ後における低温靭性条件（６５０℃×３０時間後の溶接後熱処理後の−２０℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−２０）の平均が３０Ｊ以上）を満足している鋼板は言及されていない。
一般に、低温靱性低下による脆性破壊は、瞬時に構造物全体を崩壊させるため、避けるべき破壊形態である。ＰＷＨＴ後は不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する。ＰＷＨＴ後の低温靱性を確保するためには、ＰＷＨＴによる低温靱性低下を抑制する対策が必要となる。
この種類の高強度鋼板は、熱間圧延後の再加熱焼入、焼戻熱処理によって製造され、厚手化に伴う板内の強度、靱性を確保するために合金元素を多く添加する必要がある。一方で、鋼材合金コスト抑制、溶接部健全性確保の観点から合金元素の添加抑制が望まれている。
この種類の高強度鋼板は、熱間圧延後の再加熱焼入、焼戻熱処理によって製造され、厚手化に伴う板内の強度、靱性を確保するために合金元素を多く添加する必要がある。一方で、鋼材合金コスト抑制、溶接部健全性確保の観点から合金元素の添加抑制が望まれている。
本発明は、このような従来の問題点を解決するものであって、合金元素を抑制しつつ、厳格化した６５０℃×３０時間のＰＷＨＴ後の強度、低温靱性を確保する低温靱性に優れる圧力容器用鋼板を提供するものである。
本発明者らは、橋梁、建築、造船、圧力容器等の大型構造体向け引張強さ６２０ＭＰａ以上で板厚１２０ｍｍ以上の高強度厚鋼板について検討した。その結果、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏの添加を適正範囲にすることで、粗大炭化物サイズを制御し、上記目的を達成することができることを見出した。
本発明は、このような知見に基づいて完成したものである。本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．２０１〜０．３００％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ:１．００〜１．８０％、Ｐ:０．０２００％以下、Ｓ:０．０１００％以下、Ｎｉ:０．１０〜０．８０％、Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、Ｍｏ:０．１０〜０．８０％、Ａｌ:０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００８０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、Ｃの含有量［Ｃ］とＣｒの含有量［Ｃｒ］とＭｏの含有量［Ｍｏ］とがＨ＝１０００×（［Ｃ］−０．３×［Ｍｏ］）２／（１＋１０×［Ｃｒ］）＋［Ｃｒ］２＜５．０を満足し、６５０℃×３０時間の溶接後熱処理後の粗大炭化物が２．０μｍ以下、−２０℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギーの平均値が３０Ｊ以上、降伏応力が４８５ＭＰａ以上、引張強さが６２０ＭＰａ以上７９５ＭＰａ以下であり、板厚１２０ｍｍ以上であることを特徴とする圧力容器用鋼板。
（２）さらに質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１００％のうち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に記載の圧力容器用鋼板。
本発明によれば、厳格化したＰＷＨＴ後でも、低温靭性が安定した圧力容器用鋼板を提供することができ、本発明は産業上の貢献が極めて顕著である。
本発明者らは、鋼板のＰＷＨＴ後の靭性を向上させるために検討を行い、以下の（A）〜（C）の知見を得た。以下に、本発明に係る鋼板及びその製造方法について説明する。以下、各化学成分の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．２０１〜０．３００％
Ｃは、母材の強度確保のために必要な元素であり、本発明ではＣ量を０．２０１％以上とする。また、Ｃ量が０．２０１％未満であると、焼入性が低下し強度が不足する。一方、Ｃ量が０．３００％を超えると、母材に加え、溶接熱影響部であるＨＡＺ、なかでもＦＬ近傍のＨＡＺの靭性劣化が著しくなる。また強度が過大となる傾向も出てくる。したがって、Ｃ量の上限を０．３００％とする。Ｃ量の好ましい上限は０．２８０％である。
Ｃ：０．２０１〜０．３００％
Ｃは、母材の強度確保のために必要な元素であり、本発明ではＣ量を０．２０１％以上とする。また、Ｃ量が０．２０１％未満であると、焼入性が低下し強度が不足する。一方、Ｃ量が０．３００％を超えると、母材に加え、溶接熱影響部であるＨＡＺ、なかでもＦＬ近傍のＨＡＺの靭性劣化が著しくなる。また強度が過大となる傾向も出てくる。したがって、Ｃ量の上限を０．３００％とする。Ｃ量の好ましい上限は０．２８０％である。
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤かつ強度確保のための元素であり、効果を得るためにＳｉ量を０．１０％以上とする。また、Ｓｉは、焼戻工程や溶接後熱処理で、過飽和に固溶しているマルテンサイト中からのセメンタイトへの分解析出反応を抑制する元素でもあり、好ましくはＳｉ量を０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上とする。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると、島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下するため、上限を０．５０％とする。好ましくは、Ｓｉ量の上限を０．４０％とし、より好ましくは０．３５％とする。
Ｓｉは、脱酸剤かつ強度確保のための元素であり、効果を得るためにＳｉ量を０．１０％以上とする。また、Ｓｉは、焼戻工程や溶接後熱処理で、過飽和に固溶しているマルテンサイト中からのセメンタイトへの分解析出反応を抑制する元素でもあり、好ましくはＳｉ量を０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上とする。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると、島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下するため、上限を０．５０％とする。好ましくは、Ｓｉ量の上限を０．４０％とし、より好ましくは０．３５％とする。
Ｍｎ：１．００〜１．８０％
Ｍｎは、脱酸剤であり、また、焼入れ性を向上させる元素である。本発明では、母材及びＨＡＺの強度を確保するために、Ｍｎ量を１．００％以上とする。好ましくはＭｎ量を１．２５％以上、より好ましくは１．３５％以上とする。一方、Ｍｎ量が１．８０％を超えると、偏析の増加、焼入れ性が過剰となるため強度が上昇、靱性が低下するため、Ｍｎ量の上限を１．８０％とする。好ましくはＭｎ量を１．７０％以下、より好ましくは１．６５％以下とする。
Ｍｎは、脱酸剤であり、また、焼入れ性を向上させる元素である。本発明では、母材及びＨＡＺの強度を確保するために、Ｍｎ量を１．００％以上とする。好ましくはＭｎ量を１．２５％以上、より好ましくは１．３５％以上とする。一方、Ｍｎ量が１．８０％を超えると、偏析の増加、焼入れ性が過剰となるため強度が上昇、靱性が低下するため、Ｍｎ量の上限を１．８０％とする。好ましくはＭｎ量を１．７０％以下、より好ましくは１．６５％以下とする。
Ｐ：０．０２００％以下
Ｐは不純物であり、粒界に偏析して靭性を低下させるため、Ｐ量を０．０２００％以下とする。好ましくはＰ量を０．００８０％以下とする。Ｐ量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、０．００１０％以上を含有してもよい。
Ｐは不純物であり、粒界に偏析して靭性を低下させるため、Ｐ量を０．０２００％以下とする。好ましくはＰ量を０．００８０％以下とする。Ｐ量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、０．００１０％以上を含有してもよい。
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは不純物であり、中心偏析を助長し、脆性破壊の起点となる延伸形状のＭｎＳが生成する原因となることがあるため、Ｓ量を０．０１００％以下とする。好ましくはＳ量を０．００５０％以下とする。Ｓ量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、０．００１０％以上を含有してもよい。
Ｓは不純物であり、中心偏析を助長し、脆性破壊の起点となる延伸形状のＭｎＳが生成する原因となることがあるため、Ｓ量を０．０１００％以下とする。好ましくはＳ量を０．００５０％以下とする。Ｓ量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、０．００１０％以上を含有してもよい。
Ｎｉ：０．１０〜０．８０％
Ｎｉは、靭性を確保するために重要な元素であり、０．１０％以上を含有させる必要がある。より好ましくは、０．２０％以上とする。一方、Ｎｉを過剰に含有させると、製造コストが上昇するのに加えて、焼入れ性が過剰となり却って母材の靭性が低下することがあるため、Ｎｉ量の上限は０．８０％とする。好ましくはＮｉ量を０．６５％以下とし、より好ましくは０．６０％以下とする。
Ｎｉは、靭性を確保するために重要な元素であり、０．１０％以上を含有させる必要がある。より好ましくは、０．２０％以上とする。一方、Ｎｉを過剰に含有させると、製造コストが上昇するのに加えて、焼入れ性が過剰となり却って母材の靭性が低下することがあるため、Ｎｉ量の上限は０．８０％とする。好ましくはＮｉ量を０．６５％以下とし、より好ましくは０．６０％以下とする。
Ｃｒ：０.１０〜０．８０％
Ｃｒは焼入れ性の向上に寄与し、強度に影響を与える元素であり、０．１０％以上を含有させる必要がある。より好ましくは、０．１５％以上とする。一方、Ｃｒを過剰に含有させると、焼入れ性が過剰となり却って母材の靭性が低下することがあるため、Ｎｉ量の上限は０．８０％とする。好ましくはＣｒ量を０．７５％以下とし、より好ましくは０．７０％以下とする。
Ｃｒは焼入れ性の向上に寄与し、強度に影響を与える元素であり、０．１０％以上を含有させる必要がある。より好ましくは、０．１５％以上とする。一方、Ｃｒを過剰に含有させると、焼入れ性が過剰となり却って母材の靭性が低下することがあるため、Ｎｉ量の上限は０．８０％とする。好ましくはＣｒ量を０．７５％以下とし、より好ましくは０．７０％以下とする。
Ｍｏ：０．１０〜０．８０％
Ｍｏは、母材の強度と靭性を向上させる元素であり、０．１０％以上を含有させる必要がある。より好ましくはＭｏ量を０．１５％以上とする。一方、Ｍｏ量が過剰であると、母材の強度が上昇し、靱性を損なうことがあるため、Ｍｏ量を０．８０％とする必要がある。好ましくは、Ｍｏ量を０．７５以下とする。より好ましくは、Ｍｏ量を０．７０以下とする。
Ｍｏは、母材の強度と靭性を向上させる元素であり、０．１０％以上を含有させる必要がある。より好ましくはＭｏ量を０．１５％以上とする。一方、Ｍｏ量が過剰であると、母材の強度が上昇し、靱性を損なうことがあるため、Ｍｏ量を０．８０％とする必要がある。好ましくは、Ｍｏ量を０．７５以下とする。より好ましくは、Ｍｏ量を０．７０以下とする。
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
Ａｌは脱酸およびセメンタイト生成を抑制する元素であり、さらにピン止め粒子ＡｌＮとして細粒化にする。その効果を得るため０．０１０％以上とする。０．０５０％を超えると介在物が多くなり、靱性低下を招くことがあるためＡｌ量は０．０５０％以下とする必要がある。
Ａｌは脱酸およびセメンタイト生成を抑制する元素であり、さらにピン止め粒子ＡｌＮとして細粒化にする。その効果を得るため０．０１０％以上とする。０．０５０％を超えると介在物が多くなり、靱性低下を招くことがあるためＡｌ量は０．０５０％以下とする必要がある。
Ｎ：０．００８０％以下
Ｎは不純物であり、靭性を低下させるため、Ｎ量を０．００８０％以下とする。好ましくは、Ｎ量を０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする。Ｎは、可能な範囲で低減することが好ましいが、脱窒のコストの観点から、Ｎ量を０．０００１％以上としてもよい。
Ｎは不純物であり、靭性を低下させるため、Ｎ量を０．００８０％以下とする。好ましくは、Ｎ量を０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする。Ｎは、可能な範囲で低減することが好ましいが、脱窒のコストの観点から、Ｎ量を０．０００１％以上としてもよい。
更に、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕは、強度の上昇に寄与する元素であり、０．０５％以上を含有させてもよい。より好ましくは、Ｃｕ量を０．１５％以上とする。一方、Ｃｕを過剰に含有させると、母材の靱性が低下することがあるため、Ｃｕ量の上限は０．５０％とする。より好ましくはＣｕ量を０．４０％以下とする。
Ｃｕは、強度の上昇に寄与する元素であり、０．０５％以上を含有させてもよい。より好ましくは、Ｃｕ量を０．１５％以上とする。一方、Ｃｕを過剰に含有させると、母材の靱性が低下することがあるため、Ｃｕ量の上限は０．５０％とする。より好ましくはＣｕ量を０．４０％以下とする。
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは、ピン止め効果により組織を微細化し、低温靱性を向上させる元素であり、０．０１％以上を含有させてもよい。より好ましくはＮｂ量を０．０２％以上とする。一方、過剰なＮｂを添加するとピン止め効果が飽和し、粗大な炭化物や窒化物析出による靱性劣化を招くことがあるためＮｂ量は０．１０％以下とする。好ましくは、Ｎｂ量を０.０８％以下、より好ましくは、０．０５％以下とする。
Ｎｂは、ピン止め効果により組織を微細化し、低温靱性を向上させる元素であり、０．０１％以上を含有させてもよい。より好ましくはＮｂ量を０．０２％以上とする。一方、過剰なＮｂを添加するとピン止め効果が飽和し、粗大な炭化物や窒化物析出による靱性劣化を招くことがあるためＮｂ量は０．１０％以下とする。好ましくは、Ｎｂ量を０.０８％以下、より好ましくは、０．０５％以下とする。
Ｖ：０．００５〜０．１００％
Ｖは、母材の強度の向上に寄与する元素であり、０．００５％以上を含有させてもよい。より好ましくはＶ量を０．０２０％以上とする。一方、過剰なＶを添加しても効果が飽和し、靱性劣化を招くことがあるためＶ量は０．１００％以下とする。好ましくは、Ｖ量を０．０７０以下、より好ましくは、０．０６０％以下とする。
Ｖは、母材の強度の向上に寄与する元素であり、０．００５％以上を含有させてもよい。より好ましくはＶ量を０．０２０％以上とする。一方、過剰なＶを添加しても効果が飽和し、靱性劣化を招くことがあるためＶ量は０．１００％以下とする。好ましくは、Ｖ量を０．０７０以下、より好ましくは、０．０６０％以下とする。
Ｔi：０.００５〜０．１００％
Ｔｉは、脱酸に利用すると、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎからなる酸化物相を形成し、組織を微細化し強度に影響を与える効果が得られることから、０．００５％以上のＴｉを含有させてもよい。より好ましくはＴｉ量を０．００７％以上とし、更に好ましくはＴｉ量を０．０１０％以上とする。一方、Ｔｉ量が０．１００％を超えると、Ｔｉ酸化物やＴｉ−Ａｌ酸化物が形成されて靭性が低下することがあるため、Ｔｉ量は０．１００％以下とする。より好ましくはＴｉ量を０．０８０％以下とする。
Ｔｉは、脱酸に利用すると、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎからなる酸化物相を形成し、組織を微細化し強度に影響を与える効果が得られることから、０．００５％以上のＴｉを含有させてもよい。より好ましくはＴｉ量を０．００７％以上とし、更に好ましくはＴｉ量を０．０１０％以上とする。一方、Ｔｉ量が０．１００％を超えると、Ｔｉ酸化物やＴｉ−Ａｌ酸化物が形成されて靭性が低下することがあるため、Ｔｉ量は０．１００％以下とする。より好ましくはＴｉ量を０．０８０％以下とする。
Ｃａ：０.０００３〜０．００５０％
Ｃａは、酸化物や硫化物の形態を制御する元素であり、好ましくは、Ｃａ量を、０．０００３％以上とする。より好ましくは、Ｃａ量を、０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上とする。Ｃａは、過剰に添加すると効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがあるため、Ｃａ量を０．００５０％以下とする。
Ｃａは、酸化物や硫化物の形態を制御する元素であり、好ましくは、Ｃａ量を、０．０００３％以上とする。より好ましくは、Ｃａ量を、０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上とする。Ｃａは、過剰に添加すると効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがあるため、Ｃａ量を０．００５０％以下とする。
Ｍｇ：０.０００３〜０．００５０％
Ｍｇは、酸化物や硫化物の形態を制御する元素であり、好ましくは、Ｍｇ量を、０．０００３％以上とする。より好ましくは、Ｍｇ量を、０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上とする。Ｍｇは、過剰に添加すると効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがあるため、Ｍｇ量を０．００５０％以下とする。
Ｍｇは、酸化物や硫化物の形態を制御する元素であり、好ましくは、Ｍｇ量を、０．０００３％以上とする。より好ましくは、Ｍｇ量を、０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上とする。Ｍｇは、過剰に添加すると効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがあるため、Ｍｇ量を０．００５０％以下とする。
ＲＥＭ：０.０００３〜０．０１００％
ＲＥＭは、酸化物や硫化物の形態を制御する元素であり、好ましくは、ＲＥＭの総量を、０．０００３％以上とする。より好ましくは、ＲＥＭの総量を、０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上とする。ＲＥＭは、過剰に添加すると効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがあるため、ＲＥＭの総量を０．０１００％以下とする。なお、ＲＥＭは入手の容易さなどから、Ｙ，Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍの１種または２種以上を用いることが好ましい。
ＲＥＭは、酸化物や硫化物の形態を制御する元素であり、好ましくは、ＲＥＭの総量を、０．０００３％以上とする。より好ましくは、ＲＥＭの総量を、０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上とする。ＲＥＭは、過剰に添加すると効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがあるため、ＲＥＭの総量を０．０１００％以下とする。なお、ＲＥＭは入手の容易さなどから、Ｙ，Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｓｍの１種または２種以上を用いることが好ましい。
また、ＰＷＨＴによる靭性劣化を抑制するには粗大炭化物サイズの抑制が重要であり、Ｈ＝１０００×（［Ｃ］−０．３×［Ｍｏ］）２／（１＋１０×［Ｃｒ］）＋［Ｃｒ］２と特定されるパラメータＨがＨ＜５．０となるように、好ましくはＨ＜４．５となるようにＣ、Ｃｒ、Ｍｏの添加量を適正範囲に収める必要がある。図１にパラメータＨと粗大炭化物サイズの関係を示す。なお、式中の［Ｃ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］は各元素の含有量（質量％）である。
本発明の圧力容器用鋼板は、上記の成分のほか、残部がＦｅと不純物からなるものである。ここで、不純物とは、圧力容器用鋼板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。
（Ｂ）金属組織
６５０℃×３０時間の溶接後熱処理後の粗大炭化物が２．０μｍ以下
鋼板中の粗大な炭化物は脆性破壊の起点となり、靱性を低下させる。粗大な炭化物が２．０μｍを超えると靱性に悪影響である。図２に靭性と粗大炭化物サイズの関係を示す。ここで粗大炭化物サイズは、電解研磨後のｘ５０００倍の走査型電子顕微鏡写真を１０視野（視野サイズは２０μｍ×１５μｍ）以上観察し、炭化物の短径のうち上位１０個の平均値とした。
６５０℃×３０時間の溶接後熱処理後の粗大炭化物が２．０μｍ以下
鋼板中の粗大な炭化物は脆性破壊の起点となり、靱性を低下させる。粗大な炭化物が２．０μｍを超えると靱性に悪影響である。図２に靭性と粗大炭化物サイズの関係を示す。ここで粗大炭化物サイズは、電解研磨後のｘ５０００倍の走査型電子顕微鏡写真を１０視野（視野サイズは２０μｍ×１５μｍ）以上観察し、炭化物の短径のうち上位１０個の平均値とした。
Ｃ．製造方法
本発明の圧力容器用鋼板の製造方法の一例について説明する。当該鋼板は造塊法によって製造した鋼塊あるいは連続鋳造法によって製造した鋳片を、圧延工程―焼入処理工程―焼戻工程（工程１〜３）で製造することができ、以下、詳細に説明する。尚、熱間圧延に供する鋼片については、本発明の成分範囲であれば、格別にその鋳造条件を規定するものではなく、造塊−分塊スラブを鋼塊として用いてもよいし、連続鋳造スラブを用いてもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、連続鋳造スラブを用いることが好ましい。
本発明の圧力容器用鋼板の製造方法の一例について説明する。当該鋼板は造塊法によって製造した鋼塊あるいは連続鋳造法によって製造した鋳片を、圧延工程―焼入処理工程―焼戻工程（工程１〜３）で製造することができ、以下、詳細に説明する。尚、熱間圧延に供する鋼片については、本発明の成分範囲であれば、格別にその鋳造条件を規定するものではなく、造塊−分塊スラブを鋼塊として用いてもよいし、連続鋳造スラブを用いてもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、連続鋳造スラブを用いることが好ましい。
Ｃ−１．圧延工程（工程１）
鋼片を再度１０００〜１２５０℃に加熱した後、圧下率５０％以上で熱間圧延することが好ましい。熱間圧延前の加熱工程での加熱温度は組織粗大化の抑制のため１２５０℃以下とすることが好ましく、かつ圧延ロール負荷低減のため１０００℃以上とすることが好ましい。圧延後は特に制約はなく空冷とする。
鋼片を再度１０００〜１２５０℃に加熱した後、圧下率５０％以上で熱間圧延することが好ましい。熱間圧延前の加熱工程での加熱温度は組織粗大化の抑制のため１２５０℃以下とすることが好ましく、かつ圧延ロール負荷低減のため１０００℃以上とすることが好ましい。圧延後は特に制約はなく空冷とする。
Ｃ−２．焼入処理工程（工程２）
熱間圧延後に一旦１５０℃以下まで冷却して８００℃以上に再加熱してから、８００-５００℃間の冷却速度が１℃/ sec.以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する。１℃/sec.未満での冷却もしくは２００℃より高温での冷却停止では十分な焼入組織を得ることが困難となり強度を確保できない場合がある。
熱間圧延後に一旦１５０℃以下まで冷却して８００℃以上に再加熱してから、８００-５００℃間の冷却速度が１℃/ sec.以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する。１℃/sec.未満での冷却もしくは２００℃より高温での冷却停止では十分な焼入組織を得ることが困難となり強度を確保できない場合がある。
Ｃ−３．焼戻工程（工程３）
焼入後、鋼板を６５０〜７３０℃以下に加熱する焼戻しを行う。焼戻し後の冷却速度は特に制約はなく空冷とする。
焼入後、鋼板を６５０〜７３０℃以下に加熱する焼戻しを行う。焼戻し後の冷却速度は特に制約はなく空冷とする。
以下、実施例により、本発明を更に詳しく説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼１〜４８の鋼片を用い、表２に示す製造条件にて、表３に示す板厚１２０〜２１０ｍｍの圧力容器用鋼材を作製した。なお、熱間圧延は５０％以上の圧下率で製造した。その後６５０℃×３０時間の溶接後熱処理を施した。そして、鋼材中の粗大炭化物サイズを測定した。母材特性として引張特性（降伏強度、引張強さ）を、靭性として-２０℃の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を評価した。得られた測定値を表３に示す。なお各試験片は板厚１／４ｔから採取した。評価は降伏強度（ＹＰ）が４８５ＭＰａ未満、引張強度（ＴＳ）が６２０ＭＰａ未満もしくは７９５ＭＰａを超える場合を不合格とした。また、−２０℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を３本測定し、平均値が３０Ｊ未満の場合を不合格とした。
表３から、本発明例に係る圧力容器用鋼材は、母材強度、靭性に優れており、圧力容器用材料として優れていることが分かる。
これに対して、本発明で規定する条件を満足しない比較例では、母材強度、靭性において目的とする特性が得られないことが分かる。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．２０１〜０．３００％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ:１．００〜１．８０％、Ｐ:０．０２００％以下、Ｓ:０．０１００％以下、Ｎｉ:０．１０〜０．８０％、Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、Ｍｏ:０．１０〜０．８０％、Ａｌ:０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００８０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、Ｃの含有量［Ｃ］とＣｒの含有量［Ｃｒ］とＭｏの含有量［Ｍｏ］とがＨ＝１０００×（［Ｃ］−０．３×［Ｍｏ］）２／（１＋１０×［Ｃｒ］）＋［Ｃｒ］２＜５．０を満足し、６５０℃×３０時間の溶接後熱処理後の粗大炭化物が２．０μｍ以下、−２０℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギーの平均値が３０Ｊ以上、降伏応力が４８５ＭＰａ以上、引張強さが６２０ＭＰａ以上７９５ＭＰａ以下であり、板厚１２０ｍｍ以上であることを特徴とする圧力容器用鋼板。
- さらに質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５００％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１００％のうち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に記載の圧力容器用鋼板。
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Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60162758A (ja) * | 1984-02-01 | 1985-08-24 | Kawasaki Steel Corp | 極厚溶接構造用高靭性鋼 |
| CN102392195A (zh) * | 2011-12-15 | 2012-03-28 | 钢铁研究总院 | 一种高强度高韧性核电压力容器锻件钢及其制造方法 |
| JP2012188747A (ja) * | 2011-02-24 | 2012-10-04 | Kobe Steel Ltd | 原子力発電機器用鍛鋼材および原子力発電機器用溶接構造物 |
| JP2014201815A (ja) * | 2013-04-09 | 2014-10-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｐｗｈｔ後の板厚中心部の低温靭性に優れた厚肉厚鋼板およびその製造方法 |
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-
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Patent Citations (5)
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