JP6514777B2 - Ｐｗｈｔ後の低温靭性に優れた高強度圧力容器用鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Ｐｗｈｔ後の低温靭性に優れた高強度圧力容器用鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、石油化学の製造設備、貯蔵タンク、熱交換器、反応炉、凝縮器などに適合するように使用される圧力容器用鋼材に関し、さらに詳しくは、溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後も強度及び低温靭性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法に関する。
最近、石油化学の製造設備、貯蔵タンク等のような設備の大型化及び大容量貯蔵の要求により、これに使用される圧力容器用鋼材に対する厚物化傾向が続いている。特に、寒冷環境における使用の拡大により靭性を保証する温度が次第に下がっている。
それだけでなく、溶接等の工程を経て大型構造物を製造するにあたって、母材だけでなく、溶接部の構造的な安定性を確保するために、炭素当量（Ｃｅｑ）を低くし、不純物を極限にまで制御する傾向にある。
また、溶接部内部の健全性を増大させるための他の方法として、ＰＷＨＴ（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を実施して溶接部位の残留応力を除去することで、構造物の変形を防止し、形状及び寸法安定性を確保するという方案がある。
通常、ＰＷＨＴは、構造物全体を対象として行われるが、局部的に実行しても、溶接部以外の母材も熱源に曝されるため、母材物性の劣化を引き起こし得る。これにより、ＰＷＨＴを行った場合、その後の母材品質は、設備の寿命と密接な関連性がある。
一方、主にベイナイト（Ｂａｉｎｉｔｅ）、マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）、島状マルテンサイト（ＭＡ）などの硬質相（Ｈａｒｄ Ｐｈａｓｅ）からなる高強度圧力容器用鋼材の場合、長時間ＰＷＨＴする時、母材は、炭素の再拡散、転位の回復、結晶粒の成長（ベイナイトまたはマルテンサイトの界面移動）及び炭化物の成長、析出などの一連の過程を経て強度が下がるだけでなく、軟性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）も増大する傾向を示す。
このように、長時間のＰＷＨＴ処理による物性の低下を防止するための手段として、第一に、Ｃｅｑが高くても硬化能が増大可能な合金元素の添加量を高めて、熱処理以後もテンパードされた（Ｔｅｍｐｅｒｅｄ）低温相分率を増大させて強度が低下する量を減らすという方法がある。第二には、Ｑ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）−Ｔ（Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）鋼の微細組織をフェライト及びベイナイトからなる２相組織、又は上記組織に加えて一定のマルテンサイトを含む３相組織を具現しながら、熱処理後に組織及び転位密度に変化のないフェライトの基地相強度を増大させるために、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｃのような固溶強化効果のある元素の含量を増加させるという方法がある。
しかし、上記の二つの方法は、全てＣｅｑの増大により溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が低下する可能性が高く、固溶強化元素の添加により製造原価が上昇するという短所がある。
他の方法としては、希土類元素を活用した析出強化方法があり、特定成分の特定範囲及び適用温度の条件下では効果的な方法である。
これと関連した特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、希土類元素のうち１種または２種以上をさらに含むスラブを加熱及び熱間圧延した後、室温に空冷し、Ａｃ１〜Ａｃ３変態点で加熱した後、徐冷する工程により、ＰＷＨＴ保証時間を１６時間まで可能にする方法が開示されている。
しかし、上記技術により得られるＰＷＨＴ保証時間は、鋼材の厚物化及び溶接部の条件が過酷な場合には、非常に不足となり、それ以上長時間のＰＷＨＴを適用することが不可能であるという問題点がある。
従って、鋼材厚物化及び溶接後の条件の過酷化に伴い、長時間のＰＷＨＴ後も強度及び靭性が低下しない、つまり、ＰＷＨＴに対する抵抗性に優れた鋼材の開発が要求される。
日本公開特許公報第１９９７−２５６０３７号
本発明は、長時間の溶接後の熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ＰＷＨＴ）後も強度及び低温靭性が低下しない、溶接後の熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法を提供することにある。
本発明のＰＷＨＴ後の低温靭性に優れた高強度圧力容器用鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．５０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．１％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．００１５％以下、ニオビウム（Ｎｂ）：０．０１〜０．０３％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０３％、チタニウム（Ｔｉ）：０．０１〜０．０３％、クロム（Ｃｒ）：０．００５％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．００５％以下、銅（Ｃｕ）：０．０２〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜０．６０％、ボロン（Ｂ）：０．０００２〜０．００１０％、窒素（Ｎ）：０．００３５〜０．００６５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物を含み、微細組織で面積分率３５〜４０％のフェライト及び残部ベイナイトの複合組織からなり、ベイナイトは、パケット（Ｐａｃｋｅｔ）サイズが１５μｍ以下であることを特徴とする。
本発明によると、５００ＭＰａ級以上の強度を有し、溶接後に長時間熱処理を行った後も、強度及び低温靭性が劣化せず、優れた機械的物性が確保可能な圧力容器用鋼材を提供することができる。
本発明の実施形態による鋼材の微細組織の観察写真であり、（ａ）はテンパリング温度を５７０℃で実施した比較例９、（ｂ）はテンパリング温度を６２０℃で実施した発明例１０である。
本発明者らは、過酷な条件で溶接が行われる厚物材について、長時間のＰＷＨＴ後も強度及び靭性に優れた鋼材を提供するために鋭意研究した結果、鋼の成分組成と共に製造条件を最適化する場合、高温で長時間熱処理を行った後も、目標とする機械的物性、つまり、低温靭性及び強度に優れた圧力容器用鋼材が提供可能なことを確認し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明について詳しく説明する。
本発明のＰＷＨＴ後の低温靭性に優れた高強度圧力容器用鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．５０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．１％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．００１５％以下、ニオビウム（Ｎｂ）：０．０１〜０．０３％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０３％、チタニウム（Ｔｉ）：０．０１〜０．０３％、クロム（Ｃｒ）：０．００５％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．００５％以下、銅（Ｃｕ）：０．０２〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜０．６０％、ボロン（Ｂ）：０．０００２〜０．００１０％、窒素（Ｎ）：０．００３５〜０．００６５％からなることが好ましい。
一方、上述した成分を除いた残りは、Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなる。
以下では、本発明で提供する圧力容器用鋼材の合金成分を上記のように制御する理由について詳しく説明する。この時、特に言及しない限り、各成分の含量は、重量％を意味する。
Ｃ：０．０２〜０．１５％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を向上させるのに効果的な元素である。その効果を十分に得るためには、０．０２％以上含むことが好ましい。但し、その含量が０．１５％を超えると、溶接性及び低温靭性が劣化する恐れがあるため、好ましくない。
従って、本発明においてＣの含量は、０．０２〜０．１５％に制限することが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼の脱酸の役割だけでなく、固溶強化による強度の向上に有利な元素である。このような効果を十分に得るためには、０．０５％以上にＳｉを添加することが好ましいが、その含量が多過ぎて０．５０％を超えると、溶接性が低下し、鋼の表面に厚い酸化皮膜が形成される問題がある。
従って、本発明においてＳｉの含量は、０．０５〜０．５０％に制限することが好ましい。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化の効果により鋼の強度を確保するのに有利な元素である。この効果を得るためには、１．０％以上にＭｎを添加することが好ましい。但し、その含量が２．０％を超えると、Ｓと結合して延伸された非金属介在物であるＭｎＳが形成され、常温延性及び低温靭性を阻害する問題があるため、好ましくない。
従って、本発明においてＭｎの含量は、１．０〜２．０％に制限することが好ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉと共に、溶鋼の脱酸のために添加する元素である。その効果を得るためには、０．００５％以上に添加する必要がある。但し、その含量が０．１％を超えると、脱酸効果が飽和され、むしろ製造原価が上昇して経済的な面で不利になるという問題がある。
従って、本発明においてＡｌの含量は、０．００５〜０．１％に制限することが好ましい。
Ｐ：０．０１５％以下
リン（Ｐ）は、鋼の製造過程で不可避に含有されて低温靭性を害する元素であるため、その含量を可能な限り低く制御することが好ましい。
但し、Ｐを非常に低い含量に制御するためには、過大なコストが所要されるので、０．０１５％以下に管理することが好ましい。
Ｓ：０．００１５％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼の製造過程で不可避に含有される元素であり、Ｍｎと結合して延伸された非金属介在物であるＭｎＳを形成して常温延性及び低温靭性を阻害する問題があるため、その含量を可能な限り低く制御することが好ましい。
但し、上記Ｓを非常に低い含量に制御するためには、過大なコストが所要されるので、０．００１５％以下に管理することが好ましい。
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％
ニオビウム（Ｎｂ）は、再加熱時にオーステナイトに固溶されて、後続する熱間圧延時にオーステナイト結晶粒を微細化するのに効果的であり、炭素及び窒素と結合して基地（Ｍａｔｒｉｘ）と整合をなす炭・窒化物（Ｎｂ（Ｃ、Ｎ））を形成することで鋼の強度を強化させる重要な元素である。
この効果を十分に得るためには、０．０１％以上にＮｂを含むことが好ましい。但し、その含量が０．０３％を超えると、粗大な析出物が形成されて鋼の靭性を阻害する恐れがあるので、好ましくない。
従って、本発明においてＮｂの含量は、０．０１〜０．０３％に制限することが好ましい。
Ｖ：０．０１〜０．０３％
バナジウム（Ｖ）は、炭・窒化物を形成させて鋼の強度を増加させる非常に有利な元素である。この効果を得るためには、０．０１％以上にＶを添加することが好ましい。
Ｖの含量が０．０１％未満であると、微細なＶ炭化物が形成されず十分な強度を確保することができない。一方、その含量が０．０３％を超えると、組織内のマルテンサイト分率が過度に増大して、Ｍ２３Ｃ７等の粗大炭化物がそのサイズを増大させて衝撃靭性を低下させるという問題がある。
従って、本発明において、Ｖの含量は、０．０１〜０．０３％に制限することが好ましい。
Ｔｉ：０．０１〜０．０３％
チタニウム（Ｔｉ）は、Ｖと共に炭・窒化物を形成して強度を増加するのに有効な元素である。この効果を得るためには、０．０１％以上にＴｉを添加することが好ましいが、その含量が０．０３％を超えると、連鋳時に粗大な析出物として表れて、鋼の靭性を阻害する恐れがあるので好ましくない。
従って、本発明においてＴｉの含量は、０．０１〜０．０３％に制限することが好ましい。
Ｃｒ：０．００５％以下（０％は除外）
クロム（Ｃｒ）は、強度の増加に有効な元素であるが、過剰に添加すればＣｅｑの増大に対して期待される強度の上昇効果が低く、衝撃靭性を低下させる粗大炭化物の成長を助長するという問題があるので、これを考慮して０．００５％以下に含むことが好ましい。
Ｍｏ：０．００５％以下（０％は除外）
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｒと同様に、鋼の強度向上に有効な元素であるだけでなく、硫化物による割れの発生を防止するという効果がある。このＭｏは高価な元素であるため、製造コストの上昇を考慮して０．００５％以下に含むことが好ましい。
Ｃｕ：０．０２〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は、固溶強化元素として鋼の強度向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．０２％以上に添加することが好ましいが、その含量が多過ぎて０．５０％を超えると、強度向上の効果が飽和されるだけでなく、製造原価が上昇して経済的な面で不利になる短所がある。
従って、本発明においてＣｕの含量は、０．０２〜０．５０％に制限することが好ましい。
Ｎｉ：０．０５〜０．６０％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の強度と靭性を同時に向上させる元素として、本発明でも厚物材の強度確保及び脆性破壊の停止特性を向上させるのに重要な役割をする。
この効果を十分に得るためには、０．０５％以上にＮｉを添加することが好ましいが、その含量が０．６０％を超えると、高価な元素であるため製造原価が大きく上昇する問題がある。
従って、本発明においてＮｉの含量は、０．０５〜０．６０％に制限することが好ましい。
Ｂ：０．０００２〜０．００１０％
ボロン（Ｂ）は、連続冷却変態時にオーステナイトのフェライトへの変態を遅延させることで、熱延鋼板の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。
この効果を得るためには、０．０００２％以上に添加することが好ましいが、その含量が０．００１０％を超えると、組織内のマルテンサイト分率が過度に増大して強度が過剰に増加し、これにより衝撃靭性が低下する問題がある。また、ボロン酸化物を形成して鋼板の表面品質を阻害する問題があるため、好ましくない。
従って、本発明においてＢの含量は、０．０００２〜０．００１０％に制限することが好ましい。
Ｎ：３５〜６５ｐｐｍ
窒素（Ｎ）は、Ｎｂ及びＶと共にＮｂ（Ｃ、Ｎ）、Ｖ（Ｃ、Ｎ）のような炭・窒化物を形成する重要な元素である。窒素（Ｎ）は、Ｎｂ及びＶの化学両論比を考慮して３５ｐｐｍ（０．００３５重量％）〜６５ｐｐｍ（０．００６５重量％）の範囲で含むことが好ましい。
Ｎの含量が３５ｐｐｍ未満では、窒化物の形成が容易でなくなり、一方、その含量が６５ｐｐｍを超えると、自由窒素（Ｆｒｅｅ Ｎ）を形成して鋼のの衝撃靭性を低下させる原因となる。
従って、本発明においてＮの含量は、３５〜６５ｐｐｍに制限することが好ましい。
本発明の残りの成分は、Ｆｅである。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入されることがあるため、これを排除することはできない。それらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば周知であるため、その全ての内容を特に本明細書では言及しない。
上述した成分組成を満たす本発明の圧力容器用鋼材は、その微細組織としてフェライト及びベイナイト複合組織からなることが好ましく、上記フェライトは、面積分率３５〜４０％で含み、６０〜６５％でベイナイトを含むことが好ましい。
もし、フェライトの分率が３５％未満であるかベイナイト分率が６５％を超えると、鋼の靭性が急激に低下する。一方、フェライトの分率が４０％を超えるか又はベイナイト分率が６５％未満の場合には、目標とする強度が確保できないことがある。
一方、ベイナイトは、パケット（Ｐａｃｋｅｔ）サイズが１５μｍ以下のものだけでなることが好ましい。ベイナイトのパケットサイズが１５μｍを超えると、微細組織内にクラック（Ｃｒａｃｋ）が伝播する時に伝播する長さが長くなり、衝撃靭性が低下するという問題がある。
また、本発明の圧力容器用鋼材は、炭・窒化物を含むが、この時、炭・窒化物は、 Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）、Ｖ（Ｃ、Ｎ）及びＭ７Ｃ３であることが好ましい。
特に、上記の炭・窒化物は、微細なサイズを有し、一定分率で含有されることが好ましい。中でも、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）は、平均サイズが１００ｎｍ以下であり、０．０１〜０．０５％の分率で含み、Ｖ（Ｃ、Ｎ）は、平均サイズが３０ｎｍ以下であり、０．０１〜０．０３％の分率で含み、Ｍ７Ｃ３は、平均サイズが２５ｎｍ以下であり、０．０１〜０．０２％の分率で含むことが好ましい。
このように、本発明では、微細な炭・窒化物を形成させることで、意図する機械的物性、特にＰＷＨＴ後も優れた強度及び靭性を確保することができる。
もし、炭・窒化物のサイズがそれぞれの限定範囲を超えれば、粗大な炭・窒化物が形成されて、むしろ強度及び靭性が低下するため好ましくない。
本発明の圧力容器用鋼材は、下記関係式１で示す炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４２以下であることが好ましい。Ｃｅｑ値が０．４２を超えると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）が硬化し、靭性が劣化して、構造的な安定性が確保できなくなるという問題がある。
［関係式１］
炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の含量（重量％）を意味する。）
上述した成分組成及び微細組織を全て満たす本発明の圧力容器用鋼材は、ＰＷＨＴ後の強度及び靭性に優れたものとして、特に、ラーソン・ミラー・パラメータ（Ｐ；Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ Ｐａｒａｍｅｔｅｒ）を基準として最大２０．２（×１，０００）になる熱処理を行った後も、３８０ＭＰａ以上の降伏強度、５１５〜６５５ＭＰａの引張強度及び−４６℃における衝撃靭性が５０Ｊ以上と、強度だけでなく、優れた低温靭性も有することができる。
従って、本発明の圧力容器用鋼材は、この機械的物性が要求される石油化学の製造設備、貯蔵タンク、熱交換器、反応炉及び凝縮器などに好ましく適用することができる。
以下、本発明の他の一側面として、ＰＷＨＴ後の低温靭性に優れた高強度圧力容器用鋼材の製造方法について詳しく説明する。
先ず、上記成分組成を満たす鋼スラブを準備した後、これを再加熱する工程を経る。
この時、再加熱は、加熱炉均熱台内で１１４０〜１１５０℃で実施することが好ましい。再加熱温度が１１４０℃未満では、連鋳中にスラブ内に生成された炭・窒化物などの再固溶が難しくなる。一方、その温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒のサイズが粗大になり過ぎて、鋼板の物性を劣化させる問題があるため、好ましくない。
従って、本発明において再加熱温度は、１１４０〜１１５０℃に制限することが好ましい。
上記の温度範囲で再加熱した後は、１１２０〜１１４０℃で抽出することが好ましい。
その後、再加熱された鋼スラブを仕上げ圧延して熱延鋼板を得ることが好ましい。
この時、仕上げ熱間圧延は、再結晶温度範囲で実施することができるが、好ましくは、９２０〜９５０℃の温度範囲で実施することがよく、この時、パス（ｐａｓｓ）当たり圧下率を１０％以上に制御することが好ましい。
仕上げ熱間圧延時の温度が９５０℃を超えると、オーステナイトの結晶粒成長速度が増大して、圧延後も結晶粒微細化が不可能となる。一方、その温度が９２０℃未満であれば、熱間圧延性が困難になり、品質不良が発生し得る。
また、パス当たり圧下率が１０％未満であれば、中心部までストレイン（Ｓｔｒａｉｎ）が印加されないためスラブ内の空隙が圧着されず、中心部内のオーステナイトの結晶粒微細化が容易でなくなるという問題がある。
上記のとおり製造された熱延鋼板を常温まで空冷した後、８９０〜９１０℃の温度範囲で２０〜４０分間加熱することが好ましい。
その後、加熱された熱延鋼板を全厚さ方向の１／４ｔ（ｔ：厚さ（ｍｍ））地点を基準として３℃／Ｓ以上の冷却速度で４５０℃以下まで冷却するクエンチング（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）工程を経ることが好ましい。
冷却時に冷却速度が３℃／Ｓ未満であるか冷却終了温度が４５０℃を超えると、粗大なフェライト結晶粒が発生して、上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）のパケットサイズが粗大になる問題がある。
この時、冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却設備を考慮して７０℃／Ｓ以下に制限することができ、冷却は、常温まで実施しても構わない。
上記のとおり冷却された熱延鋼板は６１０〜６４０℃で２０〜６０分間熱処理するテンパリング（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）工程を経ることが好ましい。
熱処理温度が６１０℃未満では、微細な析出物の形成が難しく、強度の確保が不利になる。一方、その温度が６４０℃を超えると、粗大な析出物が形成されて強度及び低温靭性を害するという問題がある。
上記のように制御される温度範囲における熱処理時間が２０分未満であれば、組織の均質化が難しくなる。一方、その時間が６０分を超えると、炭化物及び炭・窒化物が粗大になり、衝撃靭性が低下し、生産性も低下するという短所がある。
従って、本発明のテンパリング工程は、６１０〜６４０℃で２０〜６０分間実施することが好ましい。
熱処理工程を経て製造された本発明の鋼材は、圧力容器を製作する時に付加される溶接工程により、残留応力の除去などの目的で、ＰＷＨＴ（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）工程が必要である。
一般的に、長時間のＰＷＨＴ工程後は、強度及び靭性の劣化が発生するが、本発明によって製造された鋼材は、ラーソン・ミラー・パラメータ（Ｐ；Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ Ｐａｒａｍｅｔｅｒ）を基準として最大２０．２（×１，０００）となる熱処理を実施しても、強度及び靭性の大きな低下がなく溶接施工が可能であるという長所がある。
特に、本発明の鋼材は、ＰＷＨＴ後も降伏強度が３８０ＭＰａ以上、引張強度が５１５〜６５５ＭＰａ、−４６℃で衝撃靭性が５０Ｊ以上を満たし、優れた強度及び靭性を有している。
以下では、実施例を基にして本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施形態は、本発明を例示してより詳しく説明するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。これは、本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
表１に示す成分組成を有する鋼スラブを１１４０〜１１５０℃で再加熱した後、表２に示す条件で仕上げ圧延を実施して熱延鋼板を製造した。その後、製造されたそれぞれの熱延鋼板を常温まで空冷した後、８９０〜９１０℃の温度範囲で２０〜４０分間加熱した。加熱されたそれぞれの熱延鋼板を、表２に示す条件でクエンチング（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）及びテンパリング（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）熱処理を行い、最終鋼材を製造した。
製造されたそれぞれの鋼材で試片を採取して降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び衝撃靭性（ＣＶＮ）を測定し、その結果を表３に示した。
衝撃靭性は、−４６℃でシャルピＶ−ノッチ（Ｃｈａｒｐｙ Ｖ−ｎｏｔｃｈ）衝撃試験を実施して測定し、全３回測定して、その平均値を示した。
この時、強度及び靭性の測定は、ラーソン・ミラー・パラメータ（Ｐ；Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ ｐａｒａｍｅｔｅｒ）を基準として２０（×１，０００）となる熱処理条件でＰＷＨＴの前後に測定した。
Figure 0006514777
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Figure 0006514777
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表１〜３に示すように、鋼の成分組成及び製造条件を全て満たす発明例１〜９は、ＰＷＨＴの前後とも強度及び靭性に優れることを確認することができる。
一方、鋼の成分組成は本発明を満たし、製造条件は本発明を満たさない比較例１〜１２の場合、ＰＷＨＴ後の強度または靭性が劣化した。
特に、比較例１〜４は、パス当たり圧下率及びクエンチング速度が本発明を満たさず、比較例５〜８は、クエンチング終了温度が高過ぎる場合の例であり、オーステナイトの結晶粒微細化の効果が十分に得られないため、粗大なフェライトが形成され、衝撃靭性が非常に劣化したことを確認することができる。
比較例９及び１０は、テンパリング温度が低すぎる場合の例で、ＰＷＨＴ後の強度が大きく増加した反面、靭性が劣化したことを確認することができる。また、比較例１１及び１２は、テンパリング温度が高過ぎる場合の例で、十分な強度が確保できなかった。
一方、比較例１３〜２８は、製造条件は本発明を満たしているのに対し、鋼の成分組成が本発明を満たさない場合の例で、ＰＷＨＴ後の強度または靭性が劣化した。特に、比較例１３〜１６は、Ｍｎの含量が不十分な場合の例で、固溶強化の効果を十分に確保できず、強度が劣化した。比較例１７〜２０は、Ｂ及びＮの含量が不十分な場合の例で、十分な強度が確保できなかった。比較例２１〜２４は、Ｖの含量が過大な場合の例で、組織内のマルテンサイト分率が過度に増加して強度が大きく増加する一方、衝撃靭性は劣化した。比較例２５〜２８は、Ｎｉ及びＣｕの含量が不十分であり、十分な強度が確保できず、衝撃靭性も劣化した。
また、発明鋼３を利用した比較例９の微細組織（ａ）と、比較例９と同一の条件で製造し、テンパリング熱処理の際に６２０℃で実施した場合の微細組織（ｂ）を観察した。その結果を、図１に示した。
二つの鋼材は、クエンチング後に面積分率４５％のフェライトと５５％のベイナイトを含でいた。後続するテンパリング時に、５７０℃で実施した比較例９の場合、ベイナイト内のカーバイドの拡散が起こらず、基地の強度が非常に高く、靭性が劣化したことを確認することができた。

Claims (4)

  1. 質量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．５０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．１％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．００１５％以下、ニオビウム（Ｎｂ）：０．０１〜０．０３％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０３％、チタニウム（Ｔｉ）：０．０１〜０．０３％、クロム（Ｃｒ）：０．００５％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．００５％以下、銅（Ｃｕ）：０．０２〜０．５０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜０．６０％、ボロン（Ｂ）：０．０００２〜０．００１０％、窒素（Ｎ）：０．００３５〜０．００６５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、
    微細組織で面積分率３５〜４０％のフェライト及び残部ベイナイトの複合組織からなり、前記ベイナイトは、パケット（Ｐａｃｋｅｔ）サイズが１５μｍ以下であり、
    前記微細組織内にＮｂ（Ｃ、Ｎ）、Ｖ（Ｃ、Ｎ）及びＭ ７ Ｃ ３ の炭・窒化物を含み、
    前記Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）は、平均サイズが１００ｎｍ以下であり、０．０１〜０．０５％の分率で含み、前記Ｖ（Ｃ、Ｎ）は、平均サイズが３０ｎｍ以下であり、０．０１〜０．０３％の分率で含み、前記Ｍ ７ Ｃ ３ は、平均サイズが２５ｎｍ以下であり、０．０１〜０．０２％の分率で含むことを特徴とする溶接後の熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ：以下、ＰＷＨＴと略す）後の低温靭性に優れた高強度圧力容器用鋼材。
  2. 前記鋼材は、下記関係式１で表す炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４２以下であることを特徴とする請求項１に記載のＰＷＨＴ後の低温靭性に優れた高強度圧力容器用鋼材。
    ［関係式１］
    炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
    （ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の含量（質量％）を意味する。）
  3. 質量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜０．５０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．１％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．００１５％以下、ニオビウム（Ｎｂ）：０．０１〜０．０３％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０３％、チタニウム（Ｔｉ）：０．０１〜０．０３％、クロム（Ｃｒ）：０．００５％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．００５％以下、銅（Ｃｕ）：０．０２〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５〜０．６０％、ボロン（Ｂ）：０．０００２〜０．００１０％、窒素（Ｎ）：０．００３５〜０．００６５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなる、鋼スラブを１１４０〜１１５０℃で再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブを９１２〜９５０℃の仕上げ熱間圧延終了の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記仕上げ熱間圧延後、常温まで空冷する段階と、
    前記空冷後、熱延鋼板を８９０〜９１０℃の温度範囲で２０〜４０分間加熱する段階と、
    前記加熱された熱延鋼板を全厚さ方向の１／４ｔ（ｔ：厚さ（ｍｍ））地点を基準として３℃／Ｓ以上の冷却速度で４５０℃以下まで冷却する段階と、
    冷却された熱延鋼板を６１０〜６４０℃で２０〜６０分間熱処理する段階と、を含み、
    微細組織で面積分率３５〜４０％のフェライト及び残部ベイナイトの複合組織からなり、前記ベイナイトは、パケット（Ｐａｃｋｅｔ）サイズが１５μｍ以下であり、 前記微細組織内にＮｂ（Ｃ、Ｎ）、Ｖ（Ｃ、Ｎ）及びＭ７Ｃ３の炭・窒化物を含み、
    前記Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）は、平均サイズが１００ｎｍ以下であり、０．０１〜０．０５％の分率で含み、前記Ｖ（Ｃ、Ｎ）は、平均サイズが３０ｎｍ以下であり、０．０１〜０．０３％の分率で含み、前記Ｍ７Ｃ３は、平均サイズが２５ｎｍ以下であり、０．０１〜０．０２％の分率で含むことを特徴とする溶接後の熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ：以下、ＰＷＨＴと略す）後の低温靭性に優れた高強度圧力容器用鋼材の製造方法。

  4. 前記仕上げ熱間圧延は、パス（ｐａｓｓ）当たり１０％以上の圧下率で実施することを特徴とする請求項３に記載のＰＷＨＴ後の低温靭性に優れた高強度圧力容器用鋼材の製造方法。
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