JP6880194B2 - 高温焼戻し熱処理及び溶接後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 - Google Patents

高温焼戻し熱処理及び溶接後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 Download PDF

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Description

本発明は、高温焼戻し熱処理及び溶接後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に係り、より詳しくは、発電所のボイラー、圧力容器、フィッティング（ｆｉｔｔｉｎｇ）などに用いられる圧力容器用鋼材について、高温焼戻し熱処理及び溶接後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に関する。
最近、石油の品薄現象、及び高油価時代を迎え、劣悪な環境において油田が活発に開発されるようになり、原油の精製及び貯蔵用鋼材に対して厚物化が進んでいる。
上記のような鋼材は、厚物化の他にも、鋼材を溶接した場合に溶接後の構造物の変形を防止し、形状及び寸法を安定させる目的で、溶接時に発生した応力を除去するための溶接後熱処理（ＰＷＨＴ、Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を行う。
しかし、長時間のＰＷＨＴ工程を行った鋼板には、その組織粒子が粗大化して強度が低下するという問題がある。さらに、長時間のＰＷＨＴ後の基地組織（ｍａｔｒｉｘ）及び結晶粒界の軟化、結晶粒成長、炭化物の粗大化などによって強度及び靭性がともに低下する現象がもたらされる。
そこで、下記特許文献１では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｏｌ．Ａｌ、Ｐ、Ｓの含有量が制御された厚物材に対して焼戻し熱処理を適用する方法、すなわち、高温熱処理後に低温熱処理を行うことで、高温焼戻し時の転位密度の減少に伴う強度低下を、低温焼戻しにより発生する析出強化効果で補完する方法を適用した。しかし、上記のような方法を適用しても、ＰＷＨＴによる抵抗性が大きく劣化するという欠点が存在した。
一方、かかる厚物材には、中・高温環境で行われるフィッティング（ｆｉｔｔｉｎｇ）工程において素材の強度及び靭性が大きく劣化するという問題がある。
したがって、長時間の溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後にも、強度及び靭性の低下を最小限に抑えることができるとともに、中・高温環境で適切に用いられることができる鋼材に対する開発が要求されている。
韓国公開特許第２０１２−００７３４４８号公報
本発明の課題とするところは、３５０〜６００℃程度の中・高温で用いられる圧力容器用鋼材の溶接時に発生する残留応力を最小限に抑えるために行う長時間のＰＷＨＴ熱処理後にも、強度及び靭性の劣化が最小限に抑えられ、高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びこれを製造する方法を提供することにある。
本発明の高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１７％、Ｓｉ：０．５０〜１．００％、Ｍｎ：０．３〜０．８％、Ｃｒ：１．０〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．０％、Ｎｉ：０．００３〜０．３０％、Ｃｕ：０．００３〜０．３０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下を含み、Ｎｂ：０．００２〜０．０２５％、Ｖ：０．００２〜０．０３％、及びＣｏ：０．００２〜０．１５％のうち選択された２種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、微細組織として焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの混合組織を含み、上記焼戻しマルテンサイトは面積分率２０％以上であることを特徴とする。
本発明の高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材の製造方法は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度範囲で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を８５０〜９５０℃の温度範囲で｛（１．３×ｔ）＋（１０〜３０）｝分（ここで、ｔは鋼板の厚さ（単位：ｍｍ）を意味する）間維持する熱処理を行う段階と、上記熱処理された熱延鋼板を２〜３０℃／ｓの冷却速度で冷却する段階と、上記冷却された熱延鋼板を６００〜７５０℃の温度範囲で｛（１．６×ｔ）＋（１０〜３０）｝分（ここで、ｔは鋼板の厚さ（単位：ｍｍ）を意味する）間維持する焼戻し処理を行う段階と、を含み、上記焼戻し処理前に、上記熱処理及び冷却段階を２回さらに行った後、上記焼戻し処理を行うことを特徴とする。
本発明によると、最大５０時間に及ぶ長時間のＰＷＨＴ後にも、強度及び靭性が劣化しない圧力容器用鋼材を提供することができるようになる。
本発明者らは、発電所、プラント産業などで３５０〜６００℃程度の中・高温で用いられる圧力容器用鋼材の溶接時に発生する残留応力を最小限に抑えるために行う溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後の強度及び靭性の劣化に対する抵抗性を向上させることができる方案について深く研究した。その結果、上記圧力容器用鋼材の合金組成及び製造条件を最適化することにより、高温焼戻し熱処理が可能となるだけでなく、溶接後熱処理に対する抵抗性に優れた鋼材を提供することもできる点を確認し、本発明を完成させるに至った。
特に、本発明は、目標とする物性を有する圧力容器用鋼材を製造するにあたり、焼きならし熱処理を３回繰り返し行うことにより、長時間のＰＷＨＴ熱処理後にも、強度及び靭性の劣化に対する抵抗性に優れるように確保することに技術的特徴がある。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１７％、Ｓｉ：０．５０〜１．００％、Ｍｎ：０．３〜０．８％、Ｃｒ：１．０〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．０％、Ｎｉ：０．００３〜０．３０％、Ｃｕ：０．００３〜０．３０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｐ：０．０１５％以下、及びＳ：０．０２０％以下を含むことが好ましい。
以下、本発明によって提供される圧力容器用鋼材の合金組成を上述のように制御した理由について詳細に説明する。このとき、特に記載しない限り、各成分の含有量は重量％を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．１７％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度向上に有効な元素である。かかるＣの含有量が０．０５％未満である場合には、基地組織自体の強度が低下するという問題がある。これに対し、Ｃの含有量が０．１７％を超えると、強度が過度に増加して靭性が劣化するおそれがある。
したがって、本発明では、上記Ｃの含有量を０．０５〜０．１７％に制御することが好ましい。より好ましくは、０．０８〜０．１５％で含まれることである。
Ｓｉ：０．５０〜１．００％
ケイ素（Ｓｉ）は、脱酸及び固溶強化に効果的な元素であり、衝撃遷移温度の上昇を伴う元素である。本発明で目標とする強度を確保するためには、Ｓｉを０．５０％以上添加することが好ましいが、Ｓｉの含有量が１．００％を超えると、溶接性が低下し、衝撃靭性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｓｉの含有量を０．５０〜１．００％に制御することが好ましい。より好ましくは、０．５５〜０．８０％で含まれることである。
Ｍｎ：０．３〜０．８％
マンガン（Ｍｎ）は、硫黄（Ｓ）とともに延伸された非金属介在物であるＭｎＳを形成して、常温伸び及び低温靭性を低下させるため、Ｍｎの含有量を０．８％以下に制御することが好ましい。但し、上記Ｍｎの含有量が０．３％未満である場合には、鋼の強度確保が難しくなるため好ましくない。
したがって、本発明では、上記Ｍｎの含有量を０．３〜０．８％に制御することが好ましい。より好ましくは、０．５〜０．７％で含まれることである。
Ｃｒ：１．０〜１．５％
クロム（Ｃｒ）は、高温強度を増加させる元素であり、強度の増加効果を十分に得るために１．０％以上添加することが好ましい。但し、上記Ｃｒは、高価な元素であるため、Ｃｒの含有量が１．５％を超えると、製造コストの上昇をもたらすため好ましくない。
したがって、本発明では、上記Ｃｒの含有量を１．０〜１．５％に制御することが好ましい。より好ましくは、１．２〜１．４％で含まれることである。
Ｍｏ：０．３〜１．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、上記Ｃｒと同様に、高温強度の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を奏する。かかる効果を十分に得るためにはＭｏを０．３％以上添加することが好ましいが、これも高価な元素であり、Ｍｏの含有量が１．０％を超えると、製造コストが大幅に上昇するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｍｏの含有量を０．３〜１．０％に制御することが好ましい。より好ましくは、０．５〜０．８％で含まれることである。
Ｎｉ：０．００３〜０．３０％
ニッケル（Ｎｉ）は、低温靭性の向上に最も効果的な元素であり、そのためには０．００３％以上添加する必要がある。但し、Ｎｉの含有量が０．３０％を超えると、上記の効果が飽和に達する一方で、製造コストの上昇をもたらすという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｎｉの含有量を０．００３〜０．３０％に制御することが好ましい。より好ましくは、０．０５〜０．２５％で含まれることである。
Ｃｕ：０．００３〜０．３０％
銅（Ｃｕ）は、鋼の強度増加に効果的な元素であり、０．００３％以上添加することにより、強度向上の効果を図ることができる。但し、上記Ｃｕは、高価な元素であり、Ｃｕの含有量が０．３０％を超えると、製造コストが上昇するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｃｕの含有量を０．００３〜０．３０％に制御することが好ましい。より好ましくは、０．０５〜０．２０％で含まれることである。
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０６％
酸可溶アルミ（Ｓｏｌ．Ａｌ）は、上記Ｓｉとともに製鋼工程における強力な脱酸剤である。かかるＳｏｌ．Ａｌの含有量が０．００５％未満である場合には脱酸効果が十分ではない。これに対し、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、脱酸効果が飽和に達する一方で、製造コストが上昇するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．００５〜０．０６％に制御することが好ましい。
Ｐ：０．０１５％以下
リン（Ｐ）は、低温靭性を低下させ、焼戻脆化感受性を増大させる元素である。したがって、Ｐの含有量をできるだけ低く制御することが好ましい。但し、上記Ｐの含有量を下げるための工程が複雑であり、追加工程により生産コストが増加するおそれがあるため、上記Ｐの含有量を０．０１５％以下に制御することが好ましい。
Ｓ：０．０２０％以下
硫黄（Ｓ）も上記Ｐと同様に低温靭性を低下させる元素であり、鋼中ＭｎＳ介在物を形成して鋼の靭性を阻害する元素である。したがって、Ｓの含有量をできるだけ低く制御することが好ましい。但し、上記Ｓの含有量を下げるための工程が複雑であり、追加工程により生産コストが増加するおそれがあるため、上記Ｓの含有量を０．０２０％以下に制御することが好ましい。
上述した合金組成を有する本発明の圧力容器用鋼材は、物性をより有効に確保するために、後述する元素をさらに含むことが好ましい。
具体的には、Ｎｂ、Ｖ、及びＣｏからなる群より選択された２種以上を含むことができる。
Ｎｂ：０．００２〜０．０２５％
ニオブ（Ｎｂ）は、微細な炭化物又は窒化物を形成して基地組織の軟化を防止するのに効果的な元素である。かかる効果を得るためには、Ｎｂを０．００２％以上添加することが好ましいが、高価な元素であるため、Ｎｂの上限を０．０２５％に制限することが好ましい。
Ｖ：０．００２〜０．０３％
バナジウム（Ｖ）は、上記Ｎｂと同様に微細な炭化物又は窒化物を容易に形成することができる元素である。かかる効果を得るためには、Ｖを０．００２％以上添加することが好ましいが、高価な元素であるため、Ｖの上限を０．０３％に制限することが好ましい。
Ｃｏ：０．００２〜０．１５％
コバルト（Ｃｏ）は、基地組織の軟化を防止し、転位回復を遅延させる効果を奏する元素であり、０．００２〜０．１５％の範囲内で添加することが好ましい。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造工程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入するため、これを排除することはできない。これらの不純物は、当該技術分野における通常の知識を有する技術者であれば容易に理解されるものであるため、本明細書ではそのすべての内容について特に言及しない。
上述した合金組成を有する本発明の圧力容器用鋼材は微細組織が以下のように構成されることが好ましい。
より具体的には、本発明の圧力容器用鋼材は、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの混合組織を含み、上記焼戻しマルテンサイトは面積分率２０％以上であることが好ましい。上記焼戻しマルテンサイトの相分率が２０％未満である場合には、強度を十分に確保することができない。上記焼戻しマルテンサイト相は面積分率２０〜５０％で含まれることが好ましい。
また、本発明において、上記ベイナイト相は焼戻しベイナイト相を含むことができる。
また、本発明の圧力容器用鋼材は、上述した微細組織の結晶粒内部に８０ｎｍ以下の微細な炭化物を含み、上記炭化物はＭＸ（Ｍ＝Ａｌ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ）、Ｘ＝Ｎ、Ｃ、）型であることが好ましい。
このように、本発明の圧力容器用鋼材は、微細な炭化物を基地組織内に含ませることにより、ＰＷＨＴ抵抗性に優れ、適切な強度及び靭性を有するようにすることができる。
ここで、サイズとは、鋼板の厚さ方向の断面を観察して検出した粒子の円相当直径（ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ ｃｉｒｃｕｌａｒ ｄｉａｍｅｔｅｒ）を意味する。
以下、本発明の他の一側面による高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材を製造する方法について詳細に説明する。
本発明による圧力容器用鋼材は、本発明で提案する合金組成を満たす鋼スラブを［再加熱−熱間圧延−熱処理−冷却−焼戻し］の工程を経ることにより製造することができる。以下では、上記各工程の条件について詳細に説明する。
［鋼スラブの再加熱］
まず、上述した合金組成を満たす鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度範囲で再加熱する。このとき、再加熱温度が１０００℃未満である場合には溶質原子の固溶が難しくなる。これに対し、１２５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒のサイズが過度に粗大となり、鋼の物性を低下させるため好ましくない。
［熱間圧延］
上記によって再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する。このとき、上記熱間圧延は、パス当たりの圧下率５〜３０％で行うことが好ましい。
上記熱間圧延時におけるパス当たりの圧下率が５％未満である場合には、圧延生産性が低下して製造コストが上昇するという問題がある。これに対し、３０％を超えると、圧延機に負荷を発生させ、設備に致命的な悪影響を与えるおそれがあるため好ましくない。
［熱処理（焼きならし）］
上述の方法によって製造された熱延鋼板を一定温度で一定時間熱処理する。具体的には、上記熱処理は、８５０〜９５０℃の温度範囲で｛（１．３×ｔ）＋（１０〜３０）｝分（ここで、ｔは鋼板の厚さ（単位：ｍｍ）を意味する）間維持することが好ましい。
上記熱処理時の温度が８５０℃未満である場合には、固溶溶質元素の再固溶が難しく、目標とする強度を確保することが困難である。これに対し、その温度が９５０℃を超えると、結晶粒の成長が起こり、低温靭性を低下させるおそれがある。
上述した温度範囲で熱処理を行うときの維持時間が｛（１．３×ｔ）＋１０｝分未満である場合には組織均質化が難しい。これに対し、｛（１．３×ｔ）＋３０｝分を超えると、生産性を低下させるため好ましくない。
［冷却］
上記熱処理された熱延鋼板を２〜３０℃／ｓの冷却速度で常温まで冷却する。
上記冷却時の冷却速度が２℃／ｓ未満である場合には粗大なフェライト結晶粒が生成される可能性があり、上記冷却速度が３０℃／ｓを超えると、過度な冷却設備で経済性を低下させるため好ましくない。
本発明では、上述した熱処理（焼きならし）及び冷却工程を合計３回行うことが好ましい。
通常、圧力容器用鋼材のフィッティング（ｆｉｔｔｉｎｇ）工程時には焼きならし工程が３回行われる。このとき、上記鋼材の強度及び靭性が劣化するという問題がある。しかし、本発明では、鋼材の製造過程で焼きならし工程を３回行うため、ＰＷＨＴ後の強度及び靭性の劣化を最小限に抑えることが可能である。
［焼戻し］
上記冷却された熱延鋼板を６００〜７５０℃の温度範囲で｛（１．６×ｔ）＋（１０〜３０）｝分（ここで、ｔは鋼板の厚さ（単位：ｍｍ）を意味する）間維持する焼戻し処理を行う。
上記焼戻し処理時の温度が６００℃未満の場合には微細な析出物の析出が難しく、目標とする強度の確保が困難である。これに対し、７５０℃を超えると、析出物の成長が起こり、強度及び低温靭性を低下させるおそれがある。
上述した温度範囲で焼戻し処理を行うときの維持時間が｛（１．６×ｔ）＋１０｝分未満である場合には組織均質化が難しい。これに対し、｛（１．６×ｔ）＋３０｝分を超えると、生産性を低下させるため好ましくない。
上述の工程を経て製造された本発明の圧力容器用鋼材は、圧力容器の製作時に追加される溶接工程により、残留応力の除去などのための溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）工程が要求される。
一般に、長時間のＰＷＨＴ後には強度及び靭性の劣化が発生したが、本発明によって製造された圧力容器用鋼材は、通常のＰＷＨＴ温度条件である６００℃〜（Ａｃ１−２０）℃の温度範囲で長時間（〜５０時間）熱処理を行っても、強度及び靭性が大きく低下することなく、溶接施工が可能であるという長所がある。
特に、本発明の鋼板は、５０時間のＰＷＨＴ後にも、５５０ＭＰａ以上の引張強度を有し、−３０℃でのシャルピー衝撃エネルギー値が１００Ｊ以上と優れた強度及び靭性を有する。
以下、実施例により本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。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、それから合理的に類推される事項により決定されるものであるためである。
下記表１に示す合金組成を有する鋼スラブを設けた後、上記鋼スラブを１１４０℃で３００分間加熱した後、パス当たりの圧下率５〜２０％で再結晶領域（１１００〜９００℃）において圧延して熱延鋼板を製造した。次に、上記熱延鋼板を９００〜９７０℃の温度範囲で維持する熱処理を行った後、中心部冷却速度を基準に３．５〜１５℃／ｓの冷却速度で常温まで水冷した。その後、各熱延鋼板に対して下記表２に示す条件で焼戻し処理及びＰＷＨＴ熱処理を行った。
上記焼戻し処理及びＰＷＨＴ熱処理を完了した熱延鋼板に対して引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び伸び（Ｅｌ）を評価した。また、シャルピー衝撃試験を行って−３０℃での衝撃エネルギー値を評価し、その結果を下記表３に示した。
Figure 0006880194
Figure 0006880194
Figure 0006880194
上記表１から表３に示したとおり、本発明で提案する合金組成及び製造条件を満たす発明例１から９は、長時間（最大５０時間）のＰＷＨＴ熱処理後にも、６００ＭＰａ以上の引張強度及び３０％以上の伸びを有するとともに、シャルピー衝撃エネルギー値も３００Ｊ以上と優れることが確認できる。
これに対し、合金組成が本発明を満たさない比較例１から３は、ＰＷＨＴ熱処理後の強度が発明例に比べて低いことが確認でき、ＰＷＨＴ熱処理時間が長くなるほど低温靭性が大きく劣化することが確認できる。

Claims (7)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１７％、Ｓｉ：０．５０〜１．００％、Ｍｎ：０．３〜０．８％、Ｃｒ：１．０〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．０％、Ｎｉ：０．００３〜０．３０％、Ｃｕ：０．００３〜０．３０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下を含み、Ｎｂ：０．００２〜０．０２５％、Ｖ：０．００２〜０．０３％、及びＣｏ：０．００２〜０．１５％のうち選択された２種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
    微細組織として焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの混合組織からなり、前記焼戻しマルテンサイトは面積分率２０％以上であることを特徴とする高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材。
  2. 前記鋼材は、前記焼戻しマルテンサイト相を面積比率２０〜５０％で含むことを特徴とする請求項１に記載の高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材。
  3. 前記鋼材は、前記微細組織の結晶粒内部に８０ｎｍ以下の微細なＭＸ（Ｍ＝Ａｌ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ）、Ｘ＝Ｎ、Ｃ）型の炭化物を含むことを特徴とする請求項１に記載の高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材。
  4. 前記鋼材は、６００〜（Ａｃ１−２０）℃の温度範囲で最大５０時間の溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後にも、５５０ＭＰａ以上の引張強度を有し、−３０℃でのシャルピー衝撃エネルギー値が１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材。
  5. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１７％、Ｓｉ：０．５０〜１．００％、Ｍｎ：０．３〜０．８％、Ｃｒ：１．０〜１．５％、Ｍｏ：０．３〜１．０％、Ｎｉ：０．００３〜０．３０％、Ｃｕ：０．００３〜０．３０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下を含み、Ｎｂ：０．００２〜０．０２５％、Ｖ：０．００２〜０．０３％、及びＣｏ：０．００２〜０．１５％のうち選択された２種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度範囲で再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を８５０〜９５０℃の温度範囲で｛（１．３×ｔ）＋（１０〜３０）｝分（ここで、ｔは鋼板の厚さ（単位：ｍｍ）を意味する）間維持する熱処理を行う段階と、
    前記熱処理された熱延鋼板を２〜３０℃／ｓの冷却速度で冷却する段階と、
    前記冷却された熱延鋼板を６００〜７５０℃の温度範囲で｛（１．６×ｔ）＋（１０〜３０）｝分（ここで、ｔは鋼板の厚さ（単位：ｍｍ）を意味する）間維持する焼戻し処理を行う段階と、を含み、
    前記焼戻し処理前に、前記熱処理及び冷却段階を３回行った後、前記焼戻し処理を行うことを特徴とする高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材の製造方法。
  6. 前記熱間圧延は、パス当たりの圧下率５〜３０％で行うことを特徴とする請求項５に記載の高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材の製造方法。
  7. 前記焼戻し処理を行う段階の後、６００〜（Ａｃ１−２０）℃の温度範囲で最大５０時間の溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）工程をさらに行うことを特徴とする請求項５に記載の高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材の製造方法。
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