JP7111718B2 - Ｐｗｈｔ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板及びその製造方法に係り、より詳しくは、排熱回収ボイラー（ＨＲＳＧ：Ｈｅａｔ Ｒｅｃｏｖｅｒｙ Ｓｔｅａｍ Ｇｅｎｅｒａｔｏｒ）などの素材に好適に適用することができるＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板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傾向により、原油の精製及び貯蔵用鋼材に対する厚物化が進んでいる。
上記のような鋼材の厚物化の他にも、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、長期間のＰＷＨＴ工程を行った鋼板には、その組織の粗大化によって鋼板の引張強度が低下するという問題がある。
すなわち、長時間のＰＷＨＴ後には、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り、強度及び靭性がともに低下する現象を招くようになる。
従来、ＡＳＴＭ Ａ３０２ Ｇｒａｄｅ Ｂ鋼のように、重量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．１５～０．４０％、Ｍｎ：１．１５～１．５０％、Ｍｏ：０．４５～０．６０％、Ｃｕ：０．０３～０．３０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下で構成された厚物鋼板材を活用して、焼ならし又は焼ならしプラス焼戻し熱処理パターンを適用して製造した。このように製造された鋼を用いる場合には、構造物を製造するために必ず溶接する必要がある。溶接後には、構造物の変形を防止し、形状及び寸法を安定させるための目的で、溶接時に発生した応力を除去するために、溶接後熱処理を行う。しかし、長時間のＰＷＨＴ工程を行った鋼板には、その組織粒子の粗大化により、鋼板の引張強度及び衝撃靭性が大きく低下するという問題がある。
本発明のいくつかの目的のうちの一つは、ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板及びその製造方法を提供することである。
本発明の圧力容器用鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．１５～０．４０％、Ｍｎ：１．１５～１．５０％、Ｍｏ：０．４５～０．６０％、Ｃｕ：０．０３～０．３０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０６％を含み、Ｃｒ：０．０３～０．３０％、Ｎｂ：０．００２～０．０２５％、及びＺｒ：０．００２～０．０２５％からなる群より選択された２種以上を含み、且つ残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、溶接後に６００～６６０℃の温度範囲で最大６０時間熱処理した後の組織が、フェライト、パーライト及び焼戻しベイナイトの混合組織からなり、上記焼戻しベイナイトの面積分率は１０％以上（１００％を除く）であることを特徴とする。
本発明の圧力容器用鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．１５～０．４０％、Ｍｎ：１．１５～１．５０％、Ｍｏ：０．４５～０．６０％、Ｃｕ：０．０３～０．３０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０６％を含み、Ｃｒ：０．０３～０．３０％、Ｎｂ：０．００２～０．０２５％、及びＺｒ：０．００２～０．０２５％からなる群より選択された２種以上を含み、且つ残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるスラブを１０００～１２５０℃の温度範囲で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブをパス当たりの圧下率２．５～３０％の条件下で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を８２０～９５０℃の温度範囲で（１．３×ｔ）＋（１０～３０分）（但し、ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）間焼ならし熱処理する段階と、上記焼ならし熱処理された鋼板を２～３０℃／ｓｅｃの速度で冷却する段階と、上記冷却された鋼板を５５０～６８０℃の温度範囲で（１．６×ｔ）＋（１０～３０分）（但し、ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）間焼戻し熱処理する段階と、を含むことを特徴とする。
本発明のいくつかの効果の一つとして、本発明の圧力容器用鋼板は、ＰＷＨＴ抵抗性に優れるという長所がある。
本発明の様々且つ有意義な長所及び効果は上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でさらに容易に理解される。
以下、本発明の一側面によるＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板について詳細に説明する。
まず、本発明の圧力容器用鋼板の合金成分及び好ましい含有量の範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含有量は、特に言及しない限り、すべて重量基準であることを予め明らかにしておく。
Ｃ：０．１０～０．２０％
Ｃは、強度を向上させる元素である。Ｃの含有量が０．１０％未満の場合には、基地相自体の強度が低下し、０．２０％を超えると、強度が増加しすぎるため靭性及び溶接性がともに低下するという問題がある。
より好ましくは、０．１２～０．１８％で含まれることである。
Ｓｉ：０．１５～０．４０％
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。目標強度を達成するためには０．１５％以上添加する必要があるが、０．４０％を超えて添加される場合には、溶接性が低下し、衝撃靭性が劣化する。
より好ましくは、０．２０～０．３５％で含まれることである。
Ｍｎ：１．１５～１．５０％
Ｍｎは、鋼の強度及び低温靭性に重要な影響を与える合金元素である。Ｍｎの含有量が低すぎる場合には、強度及び靭性が劣化するおそれがあるため、１．１５％以上添加することが好ましく、１．２１％以上添加することがより好ましく、１．３０％以上添加することがさらに好ましい。但し、Ｍｎの含有量が高すぎる場合には、溶接性が低下し、鋼の製造コストが上昇するおそれがあるため、Ｍｎの上限を１．５０％に限定することが好ましい。
Ｍｏ：０．４５～０．６０％
Ｍｏは、鋼の焼入性を向上させ、硫化物割れを防止するだけでなく、焼入れと焼戻し後の微細炭化物析出による鋼の強度向上に有効な元素である。本発明では、かかる効果を得るために、０．４５％以上添加することが好ましい。但し、Ｍｏの含有量が高すぎる場合には、鋼の製造コストが上昇するおそれがあるため、Ｍｏの上限を０．６０％に限定することが好ましい。
Ｃｕ：０．０３～０．３０％
Ｃｕは、強度の増加に効果的な元素である。したがって、０．０３％以上添加しなければ強度増加の効果を得ることができないが、高価な元素であるためＣｕの上限を０．３％に限定することが好ましい。
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、鋼中に必然的に含まれる不純物であって、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。本発明では、Ｐの含有量を０．０２５％以下に管理する。
Ｓ：０．０２５％以下
Ｓは、Ｐと同様に鋼中に必然的に含まれる不純物であって、低温靭性を低下させ、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。本発明では、Ｓの含有量を０．０２５％以下に管理する。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０６％
ｓｏｌ．Ａｌは、Ｓｉとともに製鋼工程における強力な脱酸剤のうちの一つである。ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．００５％未満の場合には、脱酸効果がわずかであり、０．０６％を超えて添加される場合には、脱酸効果が飽和し、製造コストが上昇することから、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．００５～０．０６％に管理する。
Ｃｒ：０．０３～０．３０％、Ｎｂ：０．００２～０．０２５％、及びＺｒ：０．００２～０．０２５％からなる群より選択された２種以上
Ｃｒは、高温強度を増加させる元素である。本発明においてかかる効果を得るためには、０．０３％以上添加する必要があるが、高価な元素であるため、Ｃｒの上限を０．３０％に限定することが好ましい。
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。本発明においてかかる効果を得るためには、０．００２％以上添加する必要があるが、高価な元素であるため、Ｎｂの上限を０．０２５％に限定することが好ましい。
Ｚｒは、Ｎｂと同様に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。本発明においてかかる効果を得るためには、０．００２％以上添加する必要があるが、高価な元素であるため、Ｚｒの上限を０．０２５％に限定することが好ましい。
上記組成以外に、残りの成分は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。
以下、本発明の圧力容器用鋼板のＰＷＨＴ熱処理後の微細組織について詳細に説明する。
本発明の圧力容器用鋼板は、６００～６６０℃の温度範囲で最大６０時間の溶接後熱処理後の組織がフェライト、パーライト、及び焼戻しベイナイトの混合組織からなる。このとき、上記焼戻しベイナイトの面積分率は１０％以上（１００％を除く）であることがよく、好ましくは１２％以上（１００％を除く）であることがよい。この場合、ＰＷＨＴ抵抗性の面において有利となり得る。一方、焼戻しベイナイトの面積分率が大きいほど、ＰＷＨＴ抵抗性の面において有利であるため、本発明では、その上限については特に限定しない。
一例によると、上記混合組織の結晶粒内部には、１０～１００ｎｍのサイズのＭＸ［（Ｍ＝Ｃｒ、Ｎｂ、Ｚｒ）、［Ｘ＝Ｎ、Ｃ］］型の析出物が存在する。また、上記ＭＸ型の析出物を体積分率で０．００５～０．２０％含むことができる。この場合、ＰＷＨＴ抵抗性の面においてさらに有利となる。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。
上述した本発明の圧力容器用鋼板は様々な方法で製造することができ、その製造方法は特に制限されない。但し、好ましい一例として、以下のような方法により製造することができる。
以下、本発明の他の一側面によるＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板の製造方法について詳細に説明する。以下での製造方法について説明するにあたり、特に記載しない限り、熱延鋼板（スラブ）の温度とは、熱延鋼板（スラブ）の表面から板厚方向にｔ／４（ｔ：鋼板の厚さ）の位置における温度を意味する。また、水冷時の冷却速度の測定の基準となる位置も同様である。
まず、上述した成分系を有するスラブを、１０００～１２５０℃の温度範囲で再加熱する。再加熱温度が１０００℃未満の場合には溶質原子の固溶が難しい。これに対し、再加熱温度が１２５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒サイズが過度に粗大となり、鋼板の性質を低下させるおそれがある。
次に、再加熱されたスラブをパス当たりの圧下率２．５～３０％の条件下で熱間圧延して熱延鋼板を得る。パス当たりの圧下率が２．５％未満の場合には、圧下量が不足して内部欠陥が発生するおそれがある。これに対し、３０％を超えると、設備の圧下力を超えるおそれがある。
次に、熱延鋼板を８２０～９５０℃の温度範囲で（１．３×ｔ）＋（１０～３０分）（但し、ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）間焼ならし熱処理する。焼ならし熱処理温度が８２０℃未満の場合には、固溶溶質元素の再固溶が難しくなり、強度を確保することが困難となる。これに対し、焼ならし熱処理温度が９５０℃を超えると、結晶粒成長が起こり、低温靭性を阻害する。
一方、焼ならし熱処理時に維持時間を制限する理由は、維持時間が（１．３×ｔ）＋１０分未満の場合には、組織の均質化が十分でなくなり、（１．３×ｔ）＋３０分を超えると、生産性を阻害するためである。
次に、焼ならし熱処理された鋼板を２～３０℃／ｓｅｃの速度で冷却し、一例として空気中で冷却する。
次に、冷却された鋼板を５５０～６８０℃の温度範囲で（１．６×ｔ）＋（１０～３０分）（但し、ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）間焼戻し熱処理する。焼戻し熱処理温度が５５０℃未満の場合には、微細析出物の析出が難しくなり、強度を確保することが困難となる、これに対し、６８０℃を超えると、析出物の成長が起こり、強度及び低温靭性を阻害する。
一方、焼戻し熱処理時に維持時間を制限する理由は、維持時間が（１．６×ｔ）＋１０分未満の場合には、組織の均質化が十分でなくなり、（１．６×ｔ）＋３０分を超えると、生産性を阻害するためである。
上記熱処理工程を経て製造された本発明の圧力容器用鋼板は、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ＰＷＨＴ処理が必要となる。一般に、長時間にわたるＰＷＨＴ熱処理後には強度及び靭性が劣化する。これに対し、上記本発明によって製造された鋼板は、通常のＰＷＨＴ条件である６００～６６０℃の温度範囲での長時間熱処理後に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。一例によると、本発明の圧力容器用鋼板は、６００～６６０℃の温度範囲で最大６０時間の溶接後熱処理を行っても、引張強度が５５０ＭＰａ以上、－１０℃でのシャルピー衝撃エネルギー値が１００Ｊ以上であることができる。
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こと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。
下記表１の組成を有するスラブを１１４０℃で３００分間再加熱し、パス当たりの圧下率１０～１５％の条件下で再結晶領域（１１００～９００℃）で熱間圧延を完了して熱延鋼板を得た。その後、熱延鋼板を８９０℃の温度で（１．３×ｔ）＋２０分間焼ならし熱処理し、空気中で冷却した後、６５０℃の温度で（１．６×ｔ）＋２０分間焼戻し熱処理することで圧力容器用鋼板を得た。
次に、圧力容器用鋼板に下記表２に示した条件でＰＷＴＨ熱処理を行った後、微細組織を分析し、降伏強度、引張強度、伸び、低温衝撃靭性を測定し、表２に示した。参考までに、表２のすべての例において、焼戻しベイナイト以外の残部組織はフェライト及びパーライトである。ここで、析出物体積とは、フェライト、パーライト、及び焼戻しベイナイトの混合組織の結晶粒内部に位置する１０～１００ｎｍのサイズのＭＸ［（Ｍ＝Ｃｒ、Ｎｂ、Ｚｒ）、［Ｘ＝Ｎ、Ｃ］］型の析出物の体積分率を意味する。また、ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌ、ＣＶＮ＠－１０℃はそれぞれ、降伏強度、引張強度、伸び、低温衝撃靭性を意味する。尚、低温衝撃靭性は－１０℃でＶノッチを有する試験片に対してシャルピー衝撃試験を行って得たシャルピー衝撃エネルギー値である。
Figure 0007111718000001
Figure 0007111718000002
 表２から分かるとおり、本発明で提案する合金組成及び製造条件をすべて満たす発明鋼１～３は、ＰＷＨＴ時間が６０時間に達しても、強度及び靭性が低下しない。これに対し、比較鋼１は、本発明で提案する合金組成を満たさない場合であって、強度が約５０ＭＰａ、低温靭性は約１００Ｊ以上低下したことが確認できる。
以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から外れない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。

Claims (3)

  1. 重量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．１５～０．４０％、Ｍｎ：１．１５～１．５０％、Ｍｏ：０．４５～０．６０％、Ｃｕ：０．０３～０．３０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０６％を含み、Ｃｒ：０．０３～０．３０％、Ｎｂ：０．００２～０．０２５％、及びＺｒ：０．００２～０．０２５％からなる群より選択された２種以上を含み、且つ残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
    溶接後に６３０℃の温度で１５～６０時間熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ＰＷＨＴ）した後の母材の厚さ方向の断面の組織が、フェライト、パーライト、及び焼戻しベイナイトの混合組織からなり、前記焼戻しベイナイトの面積分率が１０％以上（１００％を除く）であり、
    前記混合組織の結晶粒の内部には、１０～１００ｎｍのサイズのＭＸ［（Ｍ＝Ｃｒ、Ｎｂ、Ｚｒ）、［Ｘ＝Ｎ、Ｃ］］型の析出物が体積分率で０．００５～０．２０％含まれることを特徴とする圧力容器用鋼板。
  2. ６３０℃の温度で１５～６０時間溶接後熱処理後の引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、－１０℃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に記載の圧力容器用鋼板。
  3. 重量％で、Ｃ：０．１０～０．２０％、Ｓｉ：０．１５～０．４０％、Ｍｎ：１．１５～１．５０％、Ｍｏ：０．４５～０．６０％、Ｃｕ：０．０３～０．３０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０６％を含み、Ｃｒ：０．０３～０．３０％、Ｎｂ：０．００２～０．０２５％、及びＺｒ：０．００２～０．０２５％からなる群より選択された２種以上を含み、且つ残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるスラブを１０００～１２５０℃の温度範囲で再加熱する段階と、
    前記再加熱されたスラブをパス当たりの圧下率２．５～３０％の条件下で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を８２０～９５０℃の温度範囲で（１．３×ｔ）＋（１０～３０分）（但し、ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）間焼ならし熱処理する段階と、
    前記焼ならし熱処理された鋼板を２～３０℃／ｓｅｃの速度で冷却する段階と、
    前記冷却された鋼板を５５０～６８０℃の温度範囲で（１．６×ｔ）＋（１０～３０分）（但し、ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）間焼戻し熱処理する段階と、を含んだ圧力容器用鋼板の製造方法であり、
    前記圧力容器用鋼板は、溶接後に６３０℃の温度で１５～６０時間熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ＰＷＨＴ）した後の母材の厚さ方向の断面の組織が、フェライト、パーライト、及び焼戻しベイナイトの混合組織からなり、前記焼戻しベイナイトの面積分率が１０％以上（１００％を除く）であり、前記混合組織の結晶粒の内部には、１０～１００ｎｍのサイズのＭＸ［（Ｍ＝Ｃｒ、Ｎｂ、Ｚｒ）、［Ｘ＝Ｎ、Ｃ］］型の析出物が体積分率で０．００５～０．２０％含まれることを特徴とする圧力容器用鋼板の製造方法。
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