JP7096337B2 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高強度鋼板及びその製造方法に関し、詳細には、引張強度及び衝撃靭性に優れており、原子力発電所の原子炉格納容器用に特に適した高強度鋼板及びその製造方法に関する。
原子力発電所で使用される構造、設備などを構成する材料には、その種類、用途、安全性などによって様々な素材が用いられている。特に、原子炉格納容器（ｃｏｎｔａｉｎｍｅｎｔ ｖｅｓｓｅｌ）用素材として鉄鋼材が用いられており、厚鋼板の材料として焼ならし熱処理法で製造されたＡ５１６－７０鋼が主に使用されている。
しかし、Ａ５１６－７０鋼は、原子力発電所の安全性を保証するには多少低い引張強度（５００ＭＰａレベル）を示すため、その使用範囲が極めて制限的である。すなわち、Ａ５１６－７０鋼は引張強度が多少低いレベルであるため、これを用いて原子力発電所の原子炉格納容器（ｃｏｎｔａｉｎｍｅｎｔ ｖｅｓｓｅｌ）を製作する場合、内部の高い圧力に耐え切れず、破損または爆発する危険性が存在するためである。したがって、一定レベル以上の引張強度を有しながらも、原子炉格納容器に特に適した素材の開発が急がれる実情である。
引張強度を向上させるために、鋼材に高価な合金元素を多量添加したり、別の熱処理を行う場合、引張強度が向上することとは別個に、合金元素の添加によるコストの増加が不可避となり、その他の付随的な問題が伴われる可能性がある。
特許文献１は、原子力発電所の原子炉格納容器用として使用可能な高強度鋼板であって、引張強度が向上した高強度鋼板を提案する。しかし、特許文献１の鋼板は、原子炉格納容器用鋼板として使用可能な水準の引張強度を備えているが、低温引張及び無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）特性に劣るため、原子炉格納容器用素材に適さない。
本発明の目的は、引張強度、低温靭性及び無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）特性に優れており、原子力発電所の原子炉格納容器（ｃｏｎｔａｉｎｍｅｎｔ ｖｅｓｓｅｌ）用素材に特に適した高強度鋼板及びその製造方法を提供することにある。
本発明の課題は、上述の内容に限定されない。通常の技術者であれば、本発明の明細書の全般的な内容から本発明の更なる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明による高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．２％、Ｓｉ：０．１５～０．５５％、Ｍｎ：０．９～１．７５％、Ａｌ：０．００１～０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｎｉ：０．０５～０．６％、Ｃｕ：０．００５～０．３５％、Ｍｏ：０．０５～０．２％、Ｖ：０．００５～０．０７％、Ｎｂ：０．００５～０．０４％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．００２～０．００６％、Ｂ：０．０００５％未満、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ：１．５％以下、Ｃｒ＋Ｍｏ：０．４％以下、Ｖ＋Ｎｂ：０．１％以下、及びＣａ／Ｓ：１．０以上の関係を満たし、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの混合組織を微細組織として含むことを特徴とする。
前記焼戻しマルテンサイトは３０～６０％の面積分率で含まれ、前記焼戻しベイナイトは４０～７０％の面積分率で含まれ、前記焼戻しマルテンサイト及び前記焼戻しベイナイトの面積分率の和は１００％であってもよい。
前記焼戻しマルテンサイトは４０～６０％の面積分率で含まれ、前記焼戻しベイナイトは４０～６０％の面積分率で含まれることができる。
前記鋼板の無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）は－５０℃以下であってもよい。
前記鋼板の引張強度は６００ＭＰａ以上であってもよい。
前記鋼板のシャルピー衝撃靭性は－６０℃で２５０Ｊ以上であってもよい。
前記微細組織の結晶粒形状比（長軸／短軸）は１．１～２．５であってもよい。
本発明による高強度鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．２％、Ｓｉ：０．１５～０．５５％、Ｍｎ：０．９～１．７５％、Ａｌ：０．００１～０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｎｉ：０．０５～０．６％、Ｃｕ：０．００５～０．３５％、Ｍｏ：０．０５～０．２％、Ｖ：０．００５～０．０７％、Ｎｂ：０．００５～０．０４％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．００２～０．００６％、Ｂ：０．０００５％未満、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ：１．５％以下、Ｃｒ＋Ｍｏ：０．４％以下、Ｖ＋Ｎｂ：０．１％以下、及びＣａ／Ｓ：１．０以上、の関係を満たす鋼のスラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲に再加熱し、Ｔｎｒ～（Ｔｎｒ＋１００℃）の温度範囲で前記スラブを圧延して鋼板を提供し、８７０～９５０℃の温度範囲で前記鋼板をオーステナイジング熱処理し、前記オーステナイジング熱処理された鋼板を３００℃以下の温度範囲に急冷し、５９５～７００℃の温度範囲で前記急冷された鋼板を焼戻し熱処理して製造されることを特徴とする。
前記圧延の累積圧下量は５０～９０％であってもよい。
前記圧延により、前記鋼板の微細組織の結晶粒形状比（長軸／短軸）が１．１～２．５の範囲に制御されることができる。
前記オーステナイジング熱処理は１．６＊ｔ（但し、ここで、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）＋（１０～３０分）の時間行われることができる。
前記焼戻し熱処理は、２．４＊ｔ（但し、ここで、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）＋（１０～３０分）の時間行われることができる。
本発明によると、６００ＭＰａ以上の引張強度、－６０℃で２５０Ｊ以上のシャルピー衝撃靭性及び－５０℃以下の無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）特性を確保することで、原子力発電所の原子炉格納容器（ｃｏｎｔａｉｎｍｅｎｔ ｖｅｓｓｅｌ）に特に適した高強度鋼板及びその製造方法を提供することができる。
本発明は、高強度鋼板及びその製造方法に関し、以下では、本発明の好ましい実施例を説明する。本発明の実施例は、様々な形態に変形することができ、本発明の範囲は以下に説明される実施例に限定されるものではない。本実施例によって、本発明を更に詳細に説明する。
以下、本発明の鋼組成について説明する。以下、特に断らない限り、各元素の含量を示す％は重量を基準とする。
本発明の一具現例による高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．２％、Ｓｉ：０．１５～０．５５％、Ｍｎ：０．９～１．７５％、Ａｌ：０．００１～０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｎｉ：０．０５～０．６％、Ｃｕ：０．００５～０．３５％、Ｍｏ：０．０５～０．２％、Ｖ：０．００５～０．０７％、Ｎｂ：０．００５～０．０４％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．００２～０．００６％、Ｂ：０．０００５％未満、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなる。
炭素（Ｃ）：０．０５～０．２％
炭素（Ｃ）は強度の確保に効果的な元素であるため、本発明は基地上の強度低下を防止するために炭素（Ｃ）含量の下限を０．０５％に制限することができる。一方、炭素（Ｃ）が過剰に添加される場合、靭性及び溶接性が低下して原子炉格納容器（ｃｏｎｔａｉｎｍｅｎｔ ｖｅｓｓｅｌ）用として使用するのに適さないため、本発明は炭素（Ｃ）含量の上限を０．２％に制限することができる。したがって、本発明の炭素（Ｃ）含量は０．０５～０．２％であってもよく、より好ましい炭素（Ｃ）含量は０．０８～０．１５％であってもよい。
炭素（Ｃ）は強度の確保に効果的な元素であるため、本発明は基地上の強度低下を防止するために炭素（Ｃ）含量の下限を０．０５％に制限することができる。一方、炭素（Ｃ）が過剰に添加される場合、靭性及び溶接性が低下して原子炉格納容器（ｃｏｎｔａｉｎｍｅｎｔ ｖｅｓｓｅｌ）用として使用するのに適さないため、本発明は炭素（Ｃ）含量の上限を０．２％に制限することができる。したがって、本発明の炭素（Ｃ）含量は０．０５～０．２％であってもよく、より好ましい炭素（Ｃ）含量は０．０８～０．１５％であってもよい。
シリコン（Ｓｉ）：０．１５～０．５５％
シリコン（Ｓｉ）は脱酸効果、固溶強化効果、及び衝撃遷移温度上昇効果のために添加される元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するためにシリコン（Ｓｉ）含量の下限を０．１５％に制限することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の下限は０．２％であってもよく、さらに好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の下限は０．３％であってもよい。但し、シリコン（Ｓｉ）が過剰に添加される場合、鋼板の溶接性が低下し、鋼板の表面に酸化被膜が著しく形成される可能性があるため、本発明ではシリコン（Ｓｉ）含量の上限を０．５５％に制限することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の上限は０．５％であってもよく、さらに好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の上限は０．４％であってもよい。
シリコン（Ｓｉ）は脱酸効果、固溶強化効果、及び衝撃遷移温度上昇効果のために添加される元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するためにシリコン（Ｓｉ）含量の下限を０．１５％に制限することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の下限は０．２％であってもよく、さらに好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の下限は０．３％であってもよい。但し、シリコン（Ｓｉ）が過剰に添加される場合、鋼板の溶接性が低下し、鋼板の表面に酸化被膜が著しく形成される可能性があるため、本発明ではシリコン（Ｓｉ）含量の上限を０．５５％に制限することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の上限は０．５％であってもよく、さらに好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の上限は０．４％であってもよい。
マンガン（Ｍｎ）：０．９～１．７５％
マンガン（Ｍｎ）は強度の確保に有効な元素である。本発明では、このような効果を達成するためにマンガン（Ｍｎ）含量の下限を０．９％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の下限は１．０％であってもよく、さらに好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の下限は１．２％であってもよい。但し、マンガン（Ｍｎ）は、硫黄（Ｓ）と結合してＭｎＳのような非金属介在物を形成するため、マンガン（Ｍｎ）が過剰に添加される場合、常温伸び及び低温靭性が低下し得る。したがって、本発明ではマンガン（Ｍｎ）含量の上限を１．７５％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の上限は１．７％であってもよく、さらに好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の上限は１．６％であってもよい。
マンガン（Ｍｎ）は強度の確保に有効な元素である。本発明では、このような効果を達成するためにマンガン（Ｍｎ）含量の下限を０．９％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の下限は１．０％であってもよく、さらに好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の下限は１．２％であってもよい。但し、マンガン（Ｍｎ）は、硫黄（Ｓ）と結合してＭｎＳのような非金属介在物を形成するため、マンガン（Ｍｎ）が過剰に添加される場合、常温伸び及び低温靭性が低下し得る。したがって、本発明ではマンガン（Ｍｎ）含量の上限を１．７５％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の上限は１．７％であってもよく、さらに好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の上限は１．６％であってもよい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．００１～０．０５％
アルミニウム（Ａｌ）は強力な脱酸剤元素であるため、本発明では、製鋼工程における脱酸効果のためにアルミニウム（Ａｌ）含量の下限を０．００１％に制限することができる。但し、アルミニウム（Ａｌ）が過剰に添加される場合、脱酸効果は飽和しても製造コストは上昇するため、本発明ではアルミニウム（Ａｌ）含量の上限を０．０５％に制限することができる。より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量は０．０１～０．０４％であってもよい。
アルミニウム（Ａｌ）は強力な脱酸剤元素であるため、本発明では、製鋼工程における脱酸効果のためにアルミニウム（Ａｌ）含量の下限を０．００１％に制限することができる。但し、アルミニウム（Ａｌ）が過剰に添加される場合、脱酸効果は飽和しても製造コストは上昇するため、本発明ではアルミニウム（Ａｌ）含量の上限を０．０５％に制限することができる。より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量は０．０１～０．０４％であってもよい。
リン（Ｐ）：０．０３％以下
リン（Ｐ）は低温靭性を阻害する元素であるため、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。但し、リン（Ｐ）は製鋼工程において不可避に含まれる元素であって、これを完全に除去するためには過大なコストが必要となり得るため、本発明ではリン（Ｐ）含量の上限を０．０３％に制限することができる。好ましいリン（Ｐ）含量の上限は０．０２％であってもよく、より好ましいリン（Ｐ）含量の上限は０．０１％であってもよい。
リン（Ｐ）は低温靭性を阻害する元素であるため、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。但し、リン（Ｐ）は製鋼工程において不可避に含まれる元素であって、これを完全に除去するためには過大なコストが必要となり得るため、本発明ではリン（Ｐ）含量の上限を０．０３％に制限することができる。好ましいリン（Ｐ）含量の上限は０．０２％であってもよく、より好ましいリン（Ｐ）含量の上限は０．０１％であってもよい。
硫黄（Ｓ）：０．０３％以下
硫黄（Ｓ）もリン（Ｐ）とともに低温靭性に悪い影響を及ぼす元素であるため、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。但し、硫黄（Ｓ）はリン（Ｐ）と同様に、製鋼工程において不可避に含まれる元素であって、これを完全に除去するためには過大なコストが必要となり得るため、本発明では硫黄（Ｓ）含量の上限を０．０３％に制限することができる。好ましい硫黄（Ｓ）含量の上限は０．０２％であってもよく、より好ましい硫黄（Ｓ）含量の上限は０．０１％であってもよい。
硫黄（Ｓ）もリン（Ｐ）とともに低温靭性に悪い影響を及ぼす元素であるため、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。但し、硫黄（Ｓ）はリン（Ｐ）と同様に、製鋼工程において不可避に含まれる元素であって、これを完全に除去するためには過大なコストが必要となり得るため、本発明では硫黄（Ｓ）含量の上限を０．０３％に制限することができる。好ましい硫黄（Ｓ）含量の上限は０．０２％であってもよく、より好ましい硫黄（Ｓ）含量の上限は０．０１％であってもよい。
クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％
クロム（Ｃｒ）は強度の増大に寄与する元素であるため、本発明では、このような効果を達成するためにクロム（Ｃｒ）含量の下限を０．０５％に制限することができる。但し、クロム（Ｃｒ）は高価な元素であって、過剰に添加される場合、経済性の面において好ましくない。したがって、本発明ではクロム（Ｃｒ）含量の上限を０．３％に制限することができる。したがって、本発明のクロム（Ｃｒ）含量は０．０５～０．３％であってもよく、より好ましいクロム（Ｃｒ）含量は０．０５～０．２％であってもよい。
クロム（Ｃｒ）は強度の増大に寄与する元素であるため、本発明では、このような効果を達成するためにクロム（Ｃｒ）含量の下限を０．０５％に制限することができる。但し、クロム（Ｃｒ）は高価な元素であって、過剰に添加される場合、経済性の面において好ましくない。したがって、本発明ではクロム（Ｃｒ）含量の上限を０．３％に制限することができる。したがって、本発明のクロム（Ｃｒ）含量は０．０５～０．３％であってもよく、より好ましいクロム（Ｃｒ）含量は０．０５～０．２％であってもよい。
ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．６％
ニッケル（Ｎｉ）は低温靭性の向上に効果的な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するためにニッケル（Ｎｉ）含量の下限を０．０５％に制限することができる。但し、ニッケル（Ｎｉ）は高価な元素であるため、過剰に添加される場合、生産コストの上昇を招くため、本発明ではニッケル（Ｎｉ）含量の上限を０．６％に制限することができる。したがって、本発明のニッケル（Ｎｉ）含量は０．０５～０．６％であってもよく、より好ましいニッケル（Ｎｉ）含量は０．２～０．６％であってもよい。
ニッケル（Ｎｉ）は低温靭性の向上に効果的な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するためにニッケル（Ｎｉ）含量の下限を０．０５％に制限することができる。但し、ニッケル（Ｎｉ）は高価な元素であるため、過剰に添加される場合、生産コストの上昇を招くため、本発明ではニッケル（Ｎｉ）含量の上限を０．６％に制限することができる。したがって、本発明のニッケル（Ｎｉ）含量は０．０５～０．６％であってもよく、より好ましいニッケル（Ｎｉ）含量は０．２～０．６％であってもよい。
銅（Ｃｕ）：０．００５～０．３５％
銅（Ｃｕ）は強度の増加に効果的な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するために銅（Ｃｕ）含量の下限を０．００５％に制限することができる。但し、銅（Ｃｕ）は高価な元素であるため、過剰に添加される場合、生産コストの上昇を招くため、本発明では銅（Ｃｕ）含量の上限を０．３５％に制限することができる。したがって、本発明の銅（Ｃｕ）含量は０．００５～０．３５％であってもよく、より好ましい銅（Ｃｕ）含量は０．０１～０．３％であってもよい。
銅（Ｃｕ）は強度の増加に効果的な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するために銅（Ｃｕ）含量の下限を０．００５％に制限することができる。但し、銅（Ｃｕ）は高価な元素であるため、過剰に添加される場合、生産コストの上昇を招くため、本発明では銅（Ｃｕ）含量の上限を０．３５％に制限することができる。したがって、本発明の銅（Ｃｕ）含量は０．００５～０．３５％であってもよく、より好ましい銅（Ｃｕ）含量は０．０１～０．３％であってもよい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．２％
モリブデン（Ｍｏ）は強度の向上に有効な合金元素であり、硫化物を形成して割れの発生を防止する元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するためにモリブデン（Ｍｏ）含量の下限を０．０５％に制限することができる。但し、モリブデン（Ｍｏ）も高価な元素であって、過剰に添加される場合、生産コストの上昇を招くため、本発明ではモリブデン（Ｍｏ）含量の上限を０．２％に制限することができる。したがって、本発明のモリブデン（Ｍｏ）含量は０．０５～０．２％であってもよく、より好ましいモリブデン（Ｍｏ）含量は０．１～０．２％であってもよい。
モリブデン（Ｍｏ）は強度の向上に有効な合金元素であり、硫化物を形成して割れの発生を防止する元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するためにモリブデン（Ｍｏ）含量の下限を０．０５％に制限することができる。但し、モリブデン（Ｍｏ）も高価な元素であって、過剰に添加される場合、生産コストの上昇を招くため、本発明ではモリブデン（Ｍｏ）含量の上限を０．２％に制限することができる。したがって、本発明のモリブデン（Ｍｏ）含量は０．０５～０．２％であってもよく、より好ましいモリブデン（Ｍｏ）含量は０．１～０．２％であってもよい。
バナジウム（Ｖ）：０．００５～０．０７％
バナジウム（Ｖ）は低温靭性の向上に効果的な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するためにバナジウム（Ｖ）含量の下限を０．００５％に制限することができる。但し、バナジウム（Ｖ）も高価な元素であって、過剰に添加される場合、生産コストの上昇を招くため、本発明ではバナジウム（Ｖ）含量の上限を０．０７％に制限することができる。したがって、本発明のバナジウム（Ｖ）含量は０．００５～０．０７％であってもよく、より好ましいバナジウム（Ｖ）含量は０．０１～０．０７％であってもよい。
バナジウム（Ｖ）は低温靭性の向上に効果的な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するためにバナジウム（Ｖ）含量の下限を０．００５％に制限することができる。但し、バナジウム（Ｖ）も高価な元素であって、過剰に添加される場合、生産コストの上昇を招くため、本発明ではバナジウム（Ｖ）含量の上限を０．０７％に制限することができる。したがって、本発明のバナジウム（Ｖ）含量は０．００５～０．０７％であってもよく、より好ましいバナジウム（Ｖ）含量は０．０１～０．０７％であってもよい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０４％
ニオブ（Ｎｂ）はオーステナイトに固溶され、オーステナイトの硬化能を増大させる元素である。また、ニオブ（Ｎｂ）は、チタン（Ｔｉ）と共に基地（Ｍａｔｒｉｘ）と整合する炭窒化物（Ｎｂ（Ｃ、Ｎ））として析出される元素であって、本発明が求める６００ＭＰａ以上の引張強度を得る上で主要な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するためにニオブ（Ｎｂ）含量の下限を０．００５％に制限することができる。但し、ニオブ（Ｎｂ）が過剰に添加される場合、連鋳過程で粗大な析出物を形成して水素誘起割れ（ＨＩＣ）の開始点として働き得るため、本発明ではニオブ（Ｎｂ）含量の上限を０．０４％に制限することができる。したがって、本発明のニオブ（Ｎｂ）含量は０．００５～０．０４％であってもよく、より好ましいニオブ（Ｎｂ）含量は０．０１～０．０３％であってもよい。
ニオブ（Ｎｂ）はオーステナイトに固溶され、オーステナイトの硬化能を増大させる元素である。また、ニオブ（Ｎｂ）は、チタン（Ｔｉ）と共に基地（Ｍａｔｒｉｘ）と整合する炭窒化物（Ｎｂ（Ｃ、Ｎ））として析出される元素であって、本発明が求める６００ＭＰａ以上の引張強度を得る上で主要な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するためにニオブ（Ｎｂ）含量の下限を０．００５％に制限することができる。但し、ニオブ（Ｎｂ）が過剰に添加される場合、連鋳過程で粗大な析出物を形成して水素誘起割れ（ＨＩＣ）の開始点として働き得るため、本発明ではニオブ（Ｎｂ）含量の上限を０．０４％に制限することができる。したがって、本発明のニオブ（Ｎｂ）含量は０．００５～０．０４％であってもよく、より好ましいニオブ（Ｎｂ）含量は０．０１～０．０３％であってもよい。
カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００５％
カルシウム（Ｃａ）は硫黄（Ｓ）と結合してＣａＳ析出物を形成するため、ＭｎＳの形成抑制に有効な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するためにカルシウム（Ｃａ）含量の下限を０．０００５％に制限することができる。但し、カルシウム（Ｃａ）が過剰に添加される場合、鋼中の酸素と反応して非金属介在物であるＣａＯを生成するため、本発明ではカルシウム（Ｃａ）含量の上限を０．００５％に制限することができる。したがって、本発明のカルシウム（Ｃａ）含量は０．０００５～０．００５％であってもよく、より好ましいカルシウム（Ｃａ）含量は０．００１～０．００３％であってもよい。
カルシウム（Ｃａ）は硫黄（Ｓ）と結合してＣａＳ析出物を形成するため、ＭｎＳの形成抑制に有効な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するためにカルシウム（Ｃａ）含量の下限を０．０００５％に制限することができる。但し、カルシウム（Ｃａ）が過剰に添加される場合、鋼中の酸素と反応して非金属介在物であるＣａＯを生成するため、本発明ではカルシウム（Ｃａ）含量の上限を０．００５％に制限することができる。したがって、本発明のカルシウム（Ｃａ）含量は０．０００５～０．００５％であってもよく、より好ましいカルシウム（Ｃａ）含量は０．００１～０．００３％であってもよい。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２５％
チタン（Ｔｉ）の適正含量は窒素（Ｎ）の含量によって流動的に制限されることができる。もし窒素（Ｎ）の含量に比べてチタン（Ｔｉ）の含量が相対的に少ない場合、ＴｉＮの生成量が少なくなって結晶粒を微細化させるのに不利である。一方、チタン（Ｔｉ）が過量添加されると、加熱工程中にＴｉＮが粗大になって結晶粒の成長抑制効果が減少する。したがって、本発明では、通常に含有される窒素（Ｎ）の含量（０．００２～０．００６％）を考慮してチタン（Ｔｉ）の含量を０．００５～０．０２５％の範囲に制限することができる。より好ましいチタン（Ｔｉ）含量は０．０１～０．０２％であってもよい。
チタン（Ｔｉ）の適正含量は窒素（Ｎ）の含量によって流動的に制限されることができる。もし窒素（Ｎ）の含量に比べてチタン（Ｔｉ）の含量が相対的に少ない場合、ＴｉＮの生成量が少なくなって結晶粒を微細化させるのに不利である。一方、チタン（Ｔｉ）が過量添加されると、加熱工程中にＴｉＮが粗大になって結晶粒の成長抑制効果が減少する。したがって、本発明では、通常に含有される窒素（Ｎ）の含量（０．００２～０．００６％）を考慮してチタン（Ｔｉ）の含量を０．００５～０．０２５％の範囲に制限することができる。より好ましいチタン（Ｔｉ）含量は０．０１～０．０２％であってもよい。
窒素（Ｎ）：０．００２～０．００６％
窒素（Ｎ）は、チタン（Ｔｉ）とともにＴｉＮ析出物を形成して結晶粒を微細化させることで、母材の靭性及び熱影響部（ＨＡＺ）の衝撃靭性を増大させる役割を果たす元素として広く知られている。本発明においても、窒素（Ｎ）は結晶粒微細化の目的を達成するために必ず添加されなければならない元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するために窒素（Ｎ）含量の下限を０．００２％に制限することができる。但し、窒素（Ｎ）含量が過剰に添加された場合、ＴｉＮの生成量が過度に増加し、低温靭性が低下し得るため、本発明では窒素（Ｎ）含量の上限を０．００６％に制限することができる。したがって、本発明の窒素（Ｎ）含量は０．００２～０．００６％であってもよく、より好ましい窒素（Ｎ）含量は０．００２～０．００４％であってもよい。
窒素（Ｎ）は、チタン（Ｔｉ）とともにＴｉＮ析出物を形成して結晶粒を微細化させることで、母材の靭性及び熱影響部（ＨＡＺ）の衝撃靭性を増大させる役割を果たす元素として広く知られている。本発明においても、窒素（Ｎ）は結晶粒微細化の目的を達成するために必ず添加されなければならない元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するために窒素（Ｎ）含量の下限を０．００２％に制限することができる。但し、窒素（Ｎ）含量が過剰に添加された場合、ＴｉＮの生成量が過度に増加し、低温靭性が低下し得るため、本発明では窒素（Ｎ）含量の上限を０．００６％に制限することができる。したがって、本発明の窒素（Ｎ）含量は０．００２～０．００６％であってもよく、より好ましい窒素（Ｎ）含量は０．００２～０．００４％であってもよい。
ボロン（Ｂ）：０．０００５％未満
本発明は、ボロン（Ｂ）の含量を積極的に抑制するが、製鋼工程上、不可避に流入されるボロン（Ｂ）を完全に除去するためには、過大なコストが消耗される可能性がある。したがって、本発明ではボロン（Ｂ）含量を０．００５％未満に制限することができる。好ましいボロン（Ｂ）含量は０．０００２％以下であってもよく、より好ましいボロン（Ｂ）含量は０．０００１％以下であってもよい。
本発明は、ボロン（Ｂ）の含量を積極的に抑制するが、製鋼工程上、不可避に流入されるボロン（Ｂ）を完全に除去するためには、過大なコストが消耗される可能性がある。したがって、本発明ではボロン（Ｂ）含量を０．００５％未満に制限することができる。好ましいボロン（Ｂ）含量は０．０００２％以下であってもよく、より好ましいボロン（Ｂ）含量は０．０００１％以下であってもよい。
本発明の一側面による高強度鋼板は、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ：１．５％以下、Ｃｒ＋Ｍｏ：０．４％以下、Ｖ＋Ｎｂ：０．１％以下、及びＣａ／Ｓ：１．０以上の関係を満たすことができる。
以下、本発明の関係式についてより詳細に説明する。
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ：１．５％以下
Ｃｒ＋Ｍｏ：０．４％以下
Ｖ＋Ｎｂ：０．１％以下
Ｃａ／Ｓ：１．０以上
Ｃｒ＋Ｍｏ：０．４％以下
Ｖ＋Ｎｂ：０．１％以下
Ｃａ／Ｓ：１．０以上
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ、Ｃｒ＋Ｍｏ及びＶ＋Ｎｂの関係は、圧力容器用鋼材の基本規格（ＡＳＴＭ Ａ２０）においてそれぞれ制限している数値であって、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏの含量は１．５％以下、Ｃｒ＋Ｍｏの含量は０．４％以下、そしてＶ＋Ｎｂの含量は０．１％以下に制限することができる。また、Ｃａ／Ｓの比は、ＭｎＳ介在物を球状化させ、水素誘起割れの抵抗性を向上させる必須構成比であって、１．０未満ではその効果を期待し難いため、その割合は１．０以上を満たすように制限することができる。
以下、本発明の微細組織について詳細に説明する。
本発明の一側面による高強度鋼板は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの混合組織を微細組織として含むことができる。
微細組織：焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの混合組織
前述の合金組成で備えられる鋼材を急冷及び焼戻し処理する場合、鋼材の微細組織は焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの微細組織を有するようになる。本発明において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトはそれぞれ、面積分率で３０～６０％及び４０～７０％含まれるため、６００ＭＰａ級の引張強度、－５０℃以下の無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）特性及び－６０℃で２５０Ｊ以上のシャルピー引張強度を効果的に確保することができる。好ましい焼戻しマルテンサイトの面積分率は４０～６０％であってもよく、好ましい焼戻しベイナイトの面積分率は４０～６０％であってもよい。また、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率の和は１００％であってもよい。
前述の合金組成で備えられる鋼材を急冷及び焼戻し処理する場合、鋼材の微細組織は焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの微細組織を有するようになる。本発明において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトはそれぞれ、面積分率で３０～６０％及び４０～７０％含まれるため、６００ＭＰａ級の引張強度、－５０℃以下の無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）特性及び－６０℃で２５０Ｊ以上のシャルピー引張強度を効果的に確保することができる。好ましい焼戻しマルテンサイトの面積分率は４０～６０％であってもよく、好ましい焼戻しベイナイトの面積分率は４０～６０％であってもよい。また、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積分率の和は１００％であってもよい。
結晶粒形状比：１．１≦長軸／短軸≦２．５
本発明は、高い衝撃靭性及び強度を確保するために結晶粒形状比（長軸／短軸の割合）を一定範囲に制御することができ、このような結晶粒形状比は、圧延（再結晶制御圧延）工程によって制御することができる。結晶粒形状比が１．１未満の場合、結晶粒の形状が丸くなって表面エネルギーが小さくなり、結晶粒の微細化を期待し難いため、十分な衝撃靭性及び強度を確保することが困難となる。また、結晶粒の形状比が２．５を超える場合、結晶粒を形成するための圧延負荷が過度に大きくなって衝撃靭性の低下が懸念されるため、好ましくない。したがって、本発明では、結晶粒形状比（長軸／短軸の割合）を１．１～２．５の範囲に制限することができる。
本発明は、高い衝撃靭性及び強度を確保するために結晶粒形状比（長軸／短軸の割合）を一定範囲に制御することができ、このような結晶粒形状比は、圧延（再結晶制御圧延）工程によって制御することができる。結晶粒形状比が１．１未満の場合、結晶粒の形状が丸くなって表面エネルギーが小さくなり、結晶粒の微細化を期待し難いため、十分な衝撃靭性及び強度を確保することが困難となる。また、結晶粒の形状比が２．５を超える場合、結晶粒を形成するための圧延負荷が過度に大きくなって衝撃靭性の低下が懸念されるため、好ましくない。したがって、本発明では、結晶粒形状比（長軸／短軸の割合）を１．１～２．５の範囲に制限することができる。
以下、本発明の製造方法について詳細に説明する。
本発明による高強度鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．１５～０．５５％、Ｍｎ：０．９～１．７５％、Ａｌ：０．００１～０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｎｉ：０．０５～０．６％、Ｃｕ：０．００５～０．３５％、Ｍｏ：０．０５～０．２％、Ｖ：０．００５～０．０７％、Ｎｂ：０．００５～０．０４％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．００２～０．００６％、Ｂ：０．０００５％未満、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ：１．５％以下、Ｃｒ＋Ｍｏ：０．４％以下、Ｖ＋Ｎｂ：０．１以下、及びＣａ／Ｓ：１．０以上、の関係を満たす鋼のスラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲に再加熱し、Ｔｎｒ～（Ｔｎｒ＋１００℃）の温度範囲で前記スラブを圧延して鋼板を提供し、８７０～９５０℃の温度範囲で前記鋼板をオーステナイジング熱処理し、前記オーステナイジング熱処理された鋼板を急冷し、５９５～７００℃の温度範囲で前記急冷された鋼板を焼戻し熱処理して製造される。
本発明におけるスラブの合金組成及びその含量は、前述の高強度鋼板の合金組成及びその含量と対応するため、本発明におけるスラブの合金組成及びその含量に関する説明は、前述の鋼板の合金組成及びその含量に関する説明に代える。
スラブ再加熱：１０５０～１２５０℃
本発明では、前述の合金組成で備えられるスラブを１０５０～１２５０℃の温度で再加熱することができる。これは、再加熱温度が１０５０℃未満の場合、溶質原子の十分な固溶が困難であり、再加熱温度が１２５０℃を超える場合、オーステナイト結晶粒のサイズが過度に粗大化して、鋼板の物性が低下するためである。
本発明では、前述の合金組成で備えられるスラブを１０５０～１２５０℃の温度で再加熱することができる。これは、再加熱温度が１０５０℃未満の場合、溶質原子の十分な固溶が困難であり、再加熱温度が１２５０℃を超える場合、オーステナイト結晶粒のサイズが過度に粗大化して、鋼板の物性が低下するためである。
再結晶制御圧延：Ｔｎｒ～（Ｔｎｒ＋１００℃）の温度範囲、各圧延パス当たり１０％以上の圧下率で累積圧下量５０～９０％
再結晶制御圧延は、未再結晶以上の温度で圧延を行うことを意味し、未再結晶温度であるＴｎｒは、既公知された下記の式１によって導出可能である。但し、下記の式１において、各合金元素の単位は重量％を意味する。
再結晶制御圧延は、未再結晶以上の温度で圧延を行うことを意味し、未再結晶温度であるＴｎｒは、既公知された下記の式１によって導出可能である。但し、下記の式１において、各合金元素の単位は重量％を意味する。
［式１］
Ｔｎｒ（℃）＝８８７－４６４×Ｃ＋８９０×Ｔｉ＋３６３×Ａｌ－３５７×Ｓｉ＋（６４４５×Ｎｂ－６４４×Ｎｂ１／２）＋（７３２×Ｖ－２３０×Ｖ１／２）
Ｔｎｒ（℃）＝８８７－４６４×Ｃ＋８９０×Ｔｉ＋３６３×Ａｌ－３５７×Ｓｉ＋（６４４５×Ｎｂ－６４４×Ｎｂ１／２）＋（７３２×Ｖ－２３０×Ｖ１／２）
強度を向上させるためには、再結晶制御圧延過程において、旧オーステナイトの平均粒径を３０μｍ以下に微細化させる必要がある。旧オーステナイトの平均粒径が３０μｍを超える場合には、製品の強度及び靭性が十分に現れないため、原子炉格納容器として使用できる水準の安全性を保証することができない。このために、本発明ではＴｎｒ～Ｔｎｒ＋１００℃の温度範囲で圧延を施す。
この場合、圧延区間では、各圧延パス当たり１０％以上の圧下率を加えて、最終的に累積圧下量５０～９０％の範囲で圧延が行われる。このような圧下量は、本発明で要求する微細組織の平均サイズ（３０μｍ以下）と結晶粒形状比（長軸／短軸）を１．１～２．５に制御するためのものである。したがって、累積圧下量が５０％未満の場合、微細組織の微細化及び結晶粒形状比の制御効果を期待し難く、累積圧下量が９０％を超える場合、圧延負荷が過度に加えられるため、工程上の問題が発生し得る。
熱処理及び急冷：８７０～９５０℃の温度範囲で１．６×ｔ（但し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）＋（１０～３０分）間オーステナイジング熱処理した後に急冷
急冷工程は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの混合組織を得るための重要な工程であって、６００ＭＰａ以上の引張強度、２５０Ｊ以上の－６０℃シャルピー衝撃靭性及び－５０℃以下の無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）特性を確保可能な微細組織を形成するために工程条件を厳格に制御する必要がある。
急冷工程は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの混合組織を得るための重要な工程であって、６００ＭＰａ以上の引張強度、２５０Ｊ以上の－６０℃シャルピー衝撃靭性及び－５０℃以下の無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）特性を確保可能な微細組織を形成するために工程条件を厳格に制御する必要がある。
本発明では、８７０～９５０℃の温度範囲で１．６×ｔ（但し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）＋（１０～３０分）間オーステナイジング熱処理を施すことができる。このようなオーステナイジング熱処理は、急冷前に組織をオーステナイト化させるための加熱処理であって、熱処理の温度が８７０℃未満の場合、固溶溶質元素の再固溶が難しくて強度の確保が困難となり、熱処理温度が９５０℃を超える場合、結晶粒の成長が起こり、粗大粒が発生して低温靭性を損なう可能性がある。したがって、本発明のオーステナイジング熱処理の温度範囲は、８７０～９５０℃の温度範囲に制限することができる。
また、本発明において、オーステナイジング熱処理は１．６＊ｔ（但し、ここで、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）＋（１０～３０分）の時間施すことができる。オーステナイジング熱処理時間が過度に短い場合、加熱時間が十分でないため十分なオーステナイジング効果が期待できず、組織の均質化が困難になり得る。一方、オーステナイジング熱処理時間が過度に長い場合、製品の生産時間が長期化して生産性が低下する可能性がある。したがって、本発明のオーステナイジング熱処理時間は１．６＊ｔ（但し、ここで、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）＋（１０～３０分）に限定することができる。ちなみに、鋼板の製造工程において、１．６＊ｔを加熱時間に策定し、目標温度に達する場合、１０～３０分を保持時間に策定して、オーステナイジング熱処理を行うことができる。
オーステナイジング熱処理が終了した鋼板は、急冷、好ましくは水冷処理されてマルテンサイト及びベイナイトの混合組織に変態することができる。本発明における急冷処理は、特にその条件を制限せず、通常の水冷を始めとする急冷処理方法であれば、本発明の急冷に適用可能である。但し、本発明が目的とする微細組織を得るために、オーステナイジング熱処理が終了した鋼板は、３００℃以下の温度に冷却されることが好ましい。
焼戻し熱処理：５９５～７００℃の温度範囲で２．４×ｔ（但し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）＋（１０～３０分）間実施
本発明では、優れた引張強度、無延性遷移温度特性及び低温靭性を確保するために、３００℃以下に急冷処理された鋼材を焼戻し熱処理して組織の残留応力を除去し、それにより焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト組織を有することができる。
本発明では、優れた引張強度、無延性遷移温度特性及び低温靭性を確保するために、３００℃以下に急冷処理された鋼材を焼戻し熱処理して組織の残留応力を除去し、それにより焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト組織を有することができる。
本発明における焼戻し熱処理の温度範囲は、５９５～７００℃に制限することができる。これは、焼戻し熱処理温度が５９５℃未満の場合、炭化物などの析出が円滑でなく、焼戻し熱処理温度が７００℃を超える場合、鋼材の強度が低下し得るためである。
また、本発明の焼戻し熱処理は、十分な焼戻し効果を得るために２．４＊ｔ（但し、ここで、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）＋（１０～３０分）間施すことができる。ちなみに、鋼板の製造工程において、２．４＊ｔを加熱時間に策定し、目標温度に達する場合、１０～３０分を保持時間に策定し、焼戻し熱処理を行うことができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、後述の実施例は、本発明を例示して、より具体化するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するものではないことに留意する必要がある。
下記表１の合金組成と、Ｆｅと不可避な不純物からなるスラブを製造した。
前記発明鋼及び比較鋼の組成で製造されたそれぞれのスラブを用いて、下記表２の条件のように再加熱、再結晶制御圧延、オーステナイジング熱処理及び急冷、焼戻し熱処理を行って試験片を製造し、それぞれの試験片に対する強度、低温靭性、無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）などの物性を評価して、その結果を下記表３に示した。下記表３において、低温衝撃靭性は、－６０℃でＶノッチを有する試片に対してシャルピー衝撃試験を行って得られたシャルピー衝撃エネルギー値で評価したものである。また、無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）はＡＳＴＭ Ｅ２０８－０６方法により施される落重試験の遷移温度設定による結果値である。
表２及び表３の結果を見ると、発明例１ないし発明例７は、面積分率で３０～６０％の焼戻しマルテンサイト及び面積分率で４０～７０％の焼戻しベイナイト混合組織の微細組織を有し、６００ＭＰａ以上の引張強度、－６０℃で３００Ｊ以上の衝撃靭性及び－５０℃以下の無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）特性を確保することが確認できる。
一方、比較例１の場合、鋼組成は本発明の鋼組成を満たしているが、再結晶制御圧延の累積圧下量が本発明の範囲には及ばないため、本発明の微細組織の面積分率を満たしておらず、それにより－５０℃以下の無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）特性が確保できないことが確認できる。
また、比較例２ないし比較例５の場合、鋼組成が本発明の鋼組成を満たしていないため、面積分率で８０％以上の焼戻しマルテンサイト及び面積分率で２０％以下の焼戻しベイナイト混合組織の微細組織を有し、引張強度、衝撃靭性及び無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）特性に劣っていることが確認できる。
したがって、本発明の一実施例による鋼板は、鋼組成、微細組織及び製造工程を最適な条件に制御して、６００ＭＰａ以上の引張強度、－６０℃で２５０Ｊ以上のシャルピー衝撃靭性及び－５０℃以下の無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）特性を確保するため、原子力発電所の原子炉格納容器に適した物性を備える高強度鋼板を提供することができる。
以上、実施例を挙げて本発明を詳細に説明したが、これとは異なる形態の実施例も可能である。したがって、以下に記載された請求項の技術的思想と範囲は実施例に限定されない。
Claims (9)
- 重量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．１５～０．５５％、Ｍｎ：０．９～１．７５％、Ａｌ：０．００１～０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｎｉ：０．０５～０．６％、Ｃｕ：０．００５～０．３５％、Ｍｏ：０．０５～０．２％、Ｖ：０．００５～０．０７％、Ｎｂ：０．００５～０．０４％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．００２～０．００６％、Ｂ：０．０００５％未満、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ：１．５％以下、
Ｃｒ＋Ｍｏ：０．４％以下、
Ｖ＋Ｎｂ：０．１％以下、及び
Ｃａ／Ｓ：１．０以上の関係を満たし、
面積分率で４０～６０％の焼戻しマルテンサイト及び４０～６０％の焼戻しベイナイトの混合組織を組織として含み、
前記組織の結晶粒形状比（長軸／短軸）は１．１～２．５であることを特徴とする高強度鋼板。 - 前記鋼板の無延性遷移温度（ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）は－５０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
- 前記鋼板の引張強度は６００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
- 前記鋼板のシャルピー衝撃靭性は－６０℃で３００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．１５～０．５５％、Ｍｎ：０．９～１．７５％、Ａｌ：０．００１～０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｎｉ：０．０５～０．６％、Ｃｕ：０．００５～０．３５％、Ｍｏ：０．０５～０．２％、Ｖ：０．００５～０．０７％、Ｎｂ：０．００５～０．０４％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．００２～０．００６％、Ｂ：０．０００５％未満、残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ：１．５％以下、
Ｃｒ＋Ｍｏ：０．４％以下、
Ｖ＋Ｎｂ：０．１％以下、及び
Ｃａ／Ｓ：１．０以上、の関係を満たす鋼のスラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲に再加熱し、
Ｔｎｒ～（Ｔｎｒ＋１００℃）の温度範囲で前記スラブを圧延して鋼板を提供し、
８７０～９５０℃の温度範囲で前記鋼板をオーステナイジング熱処理し、
前記オーステナイジング熱処理された鋼板を３００℃以下の温度範囲に急冷し、
５９５～７００℃の温度範囲で前記急冷された鋼板を焼戻し熱処理、することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板の製造方法。 - 前記圧延の累積圧下量は５０～９０％であることを特徴とする請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記圧延により前記鋼板の組織の結晶粒形状比（長軸／短軸）が１．１～２．５の範囲に制御されることを特徴とする請求項５又は６に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記オーステナイジング熱処理は１．６＊ｔ（但し、ここで、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）＋（１０～３０分）の時間行われることを特徴とする請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記焼戻し熱処理は２．４＊ｔ（但し、ここで、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）＋（１０～３０分）の時間行われることを特徴とする請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
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Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010074473A2 (en) | 2008-12-26 | 2010-07-01 | Posco | High strength steel plate for nuclear reactor containment vessel and method of manufacturing the same |
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|---|---|---|---|---|
| JP4475023B2 (ja) * | 2004-06-10 | 2010-06-09 | 住友金属工業株式会社 | 低温靱性に優れた超高強度ベンド管 |
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| KR101271990B1 (ko) * | 2009-12-01 | 2013-06-05 | 주식회사 포스코 | 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| CN103320701B (zh) * | 2012-03-23 | 2016-08-03 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种铁素体贝氏体先进高强度钢板及其制造方法 |
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| EP2998414B1 (en) * | 2013-05-14 | 2019-04-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
| KR20150101735A (ko) * | 2014-02-27 | 2015-09-04 | 현대제철 주식회사 | 강판 및 그 제조 방법 |
| KR101657823B1 (ko) * | 2014-12-24 | 2016-09-20 | 주식회사 포스코 | 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
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Patent Citations (4)
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|---|---|---|---|---|
| WO2010074473A2 (en) | 2008-12-26 | 2010-07-01 | Posco | High strength steel plate for nuclear reactor containment vessel and method of manufacturing the same |
| WO2014041802A1 (ja) | 2012-09-13 | 2014-03-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2015124435A (ja) | 2013-12-27 | 2015-07-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 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 |
| WO2016152172A1 (ja) | 2015-03-26 | 2016-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 構造管用厚肉鋼板、構造管用厚肉鋼板の製造方法、および構造管 |
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