JP6253974B2 - 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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Description
本発明は、原子炉プラントの原子炉格納容器に用いられる、脆性亀裂伝播停止特性、特にＮＲＬ落重試験における無延性遷移温度（ＴＮＤＴ）に優れる引張強さが５８０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下の厚鋼板に関するものである。なお、本発明の「厚鋼板」とは、板厚が６ｍｍ以上１００ｍｍ以下の熱延鋼板をいう。
原子炉プラントの原子炉格納容器等に用いられる鋼板には、強度特性や低温靱性に優れることの他、良好な溶接性を有することが要求される。特に近年では、エネルギー需要の拡大や地球温暖化を防止する観点から、原子力発電に対するニーズが世界的に高まっており、上記特性に優れる材料の開発が強く望まれるようになってきている。さらに、格納容器の耐震性向上の観点から、従来、主に用いられていた約４５ｍｍの板厚よりも厚肉の鋼板（６０ｍｍ程度）を採用することが検討されている。
上記低温靭性の評価基準としては、一般的にはシャルピー衝撃試験が用いられているが、ＡＳＭＥやＡＳＴＭでは、さらに脆性亀裂伝播停止特性を評価する基準として、ＮＲＬ落重試験が規定されている。特に近年では、原子炉プラントの設計温度の低温化に伴い、上記ＮＲＬ落重試験における要求温度の低温化が進んでおり、鋼板に対するＮＲＬ落重特性改善要求も高まってきている。
ところで、低温靭性を改善するには、従来からＮｉの添加が有効であることが知られている。しかし、原子炉プラントの原子炉格納容器に用いられる鋼板規格として、ＡＳＭＥ規格（ＡＳＭＥ Boiler & Pressure Vessel Code）で適用が認められている焼入れ−焼戻し処理で製造される調質型６００ＭＰａ級鋼のＳＡ−７３８ Ｇｒ．Ｂでは、Ｎｉ含有量が０．６０ｍａｓｓ％以下と規定されている。そのため、上記規格が指定された用途には、Ｎｉの添加量を規制せざるを得ない。
引張強さＴＳが５８０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下で、かつ、Ｎｉを多量に含まない、ＮＲＬ落重特性に優れた調質型高強度鋼板としては、例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０８〜０．１６ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１５〜０．６０ｍａｓｓ％、ＮｂおよびＢを必須添加元素とし、ミクロ組織を下部ベイナイト組織とすることで、ＮＲＬ落重特性を向上させた板厚４０ｍｍ〜８０ｍｍの鋼板が開示されている。
また、特許文献２には、Ｃ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜０．６０ｍａｓｓ％、ＮｂおよびＢを実質的に無添加とした調質型６００ＭＰａ級鋼板において、ミクロ組織を焼戻しベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトとすることで、応力除去焼鈍（ＰＷＨＴ：Post Weld Heat Treatment）後の落重特性を向上させた板厚８０ｍｍ以下の鋼板が開示されている。
また、特許文献３には、Ｃ：０．１〜０．１６ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．６ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００２ｍａｓｓ％を添加し、Ｆ＝９．４×［Ｍｏ］＋８．１×［Ｖ］＋４．７×［Ｃｒ］からなるＦ値を３．２０以上４．５０以下とし、１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径が４μｍ以下の焼戻しベイナイト組織とすることで落重特性を向上させた板厚８０ｍｍ以上の鋼板が開示されている。
また、特許文献４には、Ｃ：０．０３〜０．１５０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：２ｍａｓｓ％以下を含有し、ミクロ組織を、ベイナイトの面積率が９０％以上で、ベイナイトのラス幅の平均値が３．５μｍ以下、ベイナイト中の島状マルテンサイトの円相当径の最大値が３．０μｍ以下とすることで、落重特性を向上させた板厚５０ｍｍ以上の鋼板が開示されている。
しかしながら、上記特許文献１および２に開示の技術は、記載されている落重特性ＴＮＤＴは、−３０℃〜−５０℃程度であり、近年の低温化したＮＲＬ落重特性に対する要求（ＴＮＤＴ≦−５５℃）を満足することはできない。また、特許文献３に開示の技術は、板厚８０ｍｍ以上の厚肉材を対象としており、焼入時の冷却速度が遅い厚肉材においては、良好な落重特性が得られるが、Ｃ含有量が０．１０ｍａｓｓ％以上と高いために、板厚４０〜６０ｍｍ程度の鋼板に適用した場合には、マルテンサイト主体の組織となり、落重特性の低下が懸念される。また、特許文献４に開示の技術は、板厚５０ｍｍ以上、特に１００ｍｍの鋼板を対象としていることから、鋼板のミクロ組織は島状マルテンサイトを含む上部ベイナイト組織を主体とした組織となるため、その上部ベイナイト中の島状マルテンサイトを小さくするために、焼戻しを２回実施することが必須となっているため、製造コストが高いという問題がある。
また、近年では、設計温度の低温化により、ＮＲＬ落重試験のＴＮＤＴとして、安全代を考慮し−５５℃以下が要求されるようになってきている。
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。
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。
本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、板厚が１００ｍｍ以下で、Ｎｉを多量に添加することなく、引張強さＴＳが５８０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下、かつ、ＮＲＬ落重試験のＴＮＤＴが−５５℃以下の原子炉格納容器用厚鋼板を提供することにある。
発明者らは、上記課題の解決に向けて鋭意研究を重ねた。その結果、所定の成分組成を有する鋼素材（スラブ）を、適正条件下で１００ｍｍ以下に熱間圧延した後、焼入れ−焼戻し処理して厚鋼板を製造する際、焼入後の引張強さＴＳを８５０ＭＰａ以上、１１００ＭＰａ以下に制御した後、適切な温度で焼戻し、ミクロ組織を焼戻し下部ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトとすることで、引張強さＴＳが５８０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下で、かつ、ＮＲＬ落重試験のＴＮＤＴが−５５℃以下の脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板を得ることができることを見出し、本発明を開発するに至った。
上記知見に基づく本発明は、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；
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。
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。
本発明の上記原子炉格納容器用厚鋼板は、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。
また、本発明の上記原子炉格納容器用厚鋼板は、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。
また、本発明の上記原子炉格納容器用厚鋼板は、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。
本発明によれば、引張強さが５８０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下の高い強度を有するとともに、ＮＲＬ落重試験におけるＴＮＤＴが−５５℃以下の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を安定して供給することが可能となる。
まず、本発明が開発目標とする厚鋼板について説明する。
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。
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。
次に、本発明を開発するに至った実験について説明する。
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。
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。
図１は、焼入れ後の引張強さＴＳおよびミクロ組織と、焼き戻し後の落重試験におけるＴＮＤＴとの関係を模式的に示したものである。この図から、焼き入れ性を高めて焼入れ後の引張強さＴＳを８５０ＭＰａ以上、１１００ＭＰａ以下、鋼のミクロ組織を下部ベイナイトおよびマルテンサイトとした後、焼戻して引張強さＴＳを５８０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下とした場合にのみ、焼戻し後の落重試験における無延性遷移温度ＴＮＤＴを−５５℃以下にすることができることがわかる。
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。
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。
次に、本発明の厚鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。
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。
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：０．０５〜０．６０ｍａｓｓ％
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。
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：０．８〜１．８ｍａｓｓ％
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。
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：０．０２０ｍａｓｓ％以下
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。
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：０．００５ｍａｓｓ％以下
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。
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：０．００５〜０．０８０ｍａｓｓ％
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。
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：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％
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。
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。
本発明の厚鋼板は、上記の成分に加えて、下記Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢのうちから選ばれる１種または２種以上の含有を必要とする。
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。
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：０．７０ｍａｓｓ％以下
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。
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：０．５０ｍａｓｓ％以下
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。
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：０．４０ｍａｓｓ％以下
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。
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：０．０７ｍａｓｓ％以下
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。
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：０．０００３〜０．００２０ｍａｓｓ％
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。
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。
また、本発明の厚鋼板は、上記の成分組成を満たすことに加えて、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％）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。
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。
また、本発明の厚鋼板は、上記成分組成を満たすことに加えて、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。
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。
本発明の厚鋼板は、上述した必須とする成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、鋼の強度や低温靭性を高めるため、上記成分に加えて、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｗ，Ｃｏ，ＭｇおよびＺｒ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ができる。
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。
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：０．０３０ｍａｓｓ％以下
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。
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：０．００４０ｍａｓｓ％以下
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。
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：０．０１０ｍａｓｓ％
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。
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：０．４０ｍａｓｓ％以下
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。
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：０．５０ｍａｓｓ％以下
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。
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：０．００５ｍａｓｓ％以下
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。
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：０．０２ｍａｓｓ％以下
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。
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。
次に、本発明の厚鋼板の焼入れ−焼戻し後のミクロ組織について説明する。
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。
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、本発明の厚鋼板の焼入れ−焼戻し後のミクロ組織は、電子後方散乱パターン（ＥＢＳＰ）で測定した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以下であることが好ましい。ここで、上記１５度以上の大角粒界とは、ＥＢＳＰにより測定した方位差マッピンッグを基に、隣り合った結晶粒の粒界の方位差角を求め、その値が１５度以上の粒界を意味する。ＥＢＳＰで測定した１５度以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が小さいほど、結晶粒界への応力集中を低減することができるので、破壊に対する抵抗が高まり、低温靭性や落重特性が向上する。すなわち、上記１５度以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均粒径が５μｍを超えると、粗大な粒を起点として破壊が生じ、靭性が低下するが、５μｍ以下にすることで、優れた落重特性（ＴＮＤＴ≦−５５℃）が得られる。
さらに、旧オーステナイト粒径は、平均粒径を３０μｍ以下とし、かつ、そのバラツキσを１５μｍ以下とすることが必要である。旧オーステナイト粒径を３０μｍよりも小さくすることによって、下部ベイナイトおよびマルテンサイト組織のＥＢＳＰで測定した方位差角が１５度以上の大角粒界で囲まれた結晶粒径を微細化することができ、落重特性が向上する。さらに、旧オーステナイト粒径のバラツキσを１５μｍ以下にして粗大な粒を低減することにより、落重特性をより安定的に向上させることが可能となる。しかし、旧オーステナイト粒径が３０μｍを超える、または、そのバラツキが１５μｍを超えると、粗大なオーステナイト粒から変態した下部ベイナイトやマルテンサイトが粗大となり、それに伴って、有効結晶粒径も粗大となるので、落重特性が低下する。
ここで、上記粒界で囲まれた結晶粒の円相当径とは、上記粒界をトレースし、画像解析して求めた結晶粒の円相当径をいう。
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。
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。
次に、本発明の厚鋼板の製造方法について説明する。
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。
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。
上記熱間圧延して得た厚鋼板は、その後、板厚１／４位置におけるＡｃ１変態点〜Ａｃ３変態点までの温度域を加熱速度で１〜３０℃／ｍｉｎで加熱し、Ａｃ３変態点〜（Ａｃ３変態点＋７０℃）の温度域に再加熱した後、焼入れする焼入処理を１回以上施すことが必要である。
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。
なお、上記Ａｃ１変態点、Ａｃ３変態点の温度は、実測して求めてもよいが、次式で計算した値を用いることができる。
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％））
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％））
また、上記温度に再加熱した後の焼入れ条件は、板厚によって変化するが、２℃／ｓ以上の冷却速度で水冷するのが好ましい。冷却速度が２℃／ｓ未満では、焼入性が確保できず、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ず、落重特性が低下するためである。
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。
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。
上記焼入処理を施した厚鋼板は、その後、ＰＷＨＴ（ＡＳＭＥ規格で規定されているＰＷＨＴ温度は５９５℃以上）を実施する場合の強度低下を極力抑えることを考慮し、比較的高温の６００〜７００℃の温度で焼戻処理を施すことが必要である。焼戻し温度が６００℃未満では、６００℃以上のＰＷＨＴを行う場合の強度低下が大きく、所望の強度（ＴＳ：５８０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下）を安定して確保することができない。一方、７００℃超えでは、焼戻し後に、上記所望の強度を確保することが難しくなるからである。なお、焼戻処理後の冷却は、空冷でも構わない。
ここで、本発明において重要なことは、焼入れままの鋼板の板厚１／４位置での引張強さを８５０ＭＰａ以上、１１００ＭＰａ以下に制御することである。上述した成分組成を有する板厚１００ｍｍ以下の鋼板において、焼入後の板厚１／４位置の組織を下部ベイナイトおよびマルテンサイト組織とし、有効結晶粒径の微細化を通じて、落重特性を向上させるためには、焼入後の引張強度を８５０ＭＰａ以上に制御することが必要である。８５０ＭＰａ未満では、焼入性が不十分で、上部ベイナイトやフェライトなどの組織が混在することになり、母材靭性、特に、落重特性が大きく低下する。一方、１１００ＭＰａを超えると落重特性が劣化するからである。焼入れままの引張強さは、より好ましくは９００〜１０５０ＭＰａの範囲である。
なお、本発明は、板厚１００ｍｍ以下の厚鋼板を適用の対象としているが、特に原子炉格納容器用厚鋼板の主要板厚である３０〜８０ｍｍ、中でも板厚が４０〜７０ｍｍの厚鋼板において、優れた効果が得られる。
表１に示した各種成分組成を有するＮｏ．１〜４３の鋼を溶製し、連続鋳造して厚さが３１０ｍｍの鋼素材（スラブ）とした後、表２に示す種々の条件で熱間圧延（厚板圧延）した後、空冷して表２に示した板厚の厚鋼板（Ｎｏ．１〜４８）とした。
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。
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。
斯くして得た厚鋼板について、下記の試験に供した。
＜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。
＜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。
上記測定の結果を表２に併記した。これらの結果から、本発明に適合するＮｏ．１〜２４の厚鋼板は、焼入後の引張強さが８５０ＭＰａ以上、１１００ＭＰａ以下であり、焼戻し後の引張強さＴＳが５８０〜７１０ＭＰａの範囲にあり、かつ、落重試験におけるＴＮＤＴが−５５℃以下という優れた靭性特性を有していることがわかる。
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。
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 (3)
- 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または２に記載の原子炉格納容器用厚鋼板。
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