JP2023553169A - 高温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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Abstract

【課題】高温での溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ＰＷＨＴ）する工程の後にも機械的特性が低下しない高温溶接後熱処理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。【解決手段】Ｃ：０．１０～０．１６重量％、Ｓｉ：０．２０～０．３５重量％、Ｍｎ：０．４～０．６重量％、Ｃｒ：７．５～８．５重量％、Ｍｏ：０．７～１．０重量％、Ａｌ：０．００５～０．０５重量％、Ｐ：０．０１５重量％以下、Ｓ：０．００２重量％以下、Ｎｂ：０．００１～０．０２５重量％、Ｖ：０．２５～０．３５重量％含み、残りはＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする。【選択図】なし

Description

本発明は、高温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、より好ましくは７５０～８５０℃の高温でＰＷＨＴを行っても、引張強度及び低温衝撃靭性に優れた圧力容器用鋼板及びその製造方法に関する。
鋼板を溶接する場合、部分的な熱膨張及び収縮が発生し、鋼板の内部に残留応力が形成される。上記残留応力は後に変形の原因となり、母材の一部が破断すると、クラック成長の原因となる虞があるため、溶接後に構造物の寸法を安定化させ変形を防止するためには、上記残留応力を除去する工程を必ず行う必要がある。
鋼板内部の残留応力を除去するために、溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ；ＰＷＨＴ）を行うことができる。しかし、上記ＰＷＨＴは、長時間の熱処理過程で鋼板内の結晶粒界の軟化、成長、炭化物の粗大化を発生させ、機械的特性を低下させるという問題が発生する。特に、ＰＷＨＴが７００℃以上である場合、上記機械的特性の低下がさらに深刻化するという問題がある。
部品素材の材料のうちオーステナイト系ステンレス鋼は、延伸率に優れているため複雑な形状を作るのに有利であり、優れた加工硬化能により多様な分野に適用されている鋼種である。このようなオーステナイト系ステンレス鋼は、応力が作用するときに電位の移動を妨害する侵入型元素を活用して強度を向上させることができる。
ＰＷＨＴ以後の機械的特性が低下することを防止するための手段として、特許文献１には、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｓｉ：０．１～０．８％、Ｃｒ：１～３％、Ｃｕ：０．０５～０．３％、Ｍｏ：０．５～１．５％、Ｎｉ：０．０５～０．５％、Ａｌ：０．００５～０．１％を含み、Ｉｒ：０．００５～０．１０％とＲｈ：０．００５～０．１０％のうち１種以上を更に含み、残りはＦｅ及び不可避不純物からなる中高温用鋼板が開示されているが、これは、ＰＷＨＴが７００℃の状態では適用が困難であるという問題を有している。以下、他の特許文献においても、本状況に適した技術を見出すことができなかった。
したがって、鋼材の厚物化及び溶接部条件の過酷化に伴い、高温のＰＷＨＴ後にも機械的特性に優れた鋼板を製造する技術が求められている。
韓国公開特許１０－２０２０－００６４５８１号公報 特開２０１５－０１８８６８号公報
本発明は、上記の問題を解決するためになされたものであって、その目的とするところは、高温での溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ＰＷＨＴ）する工程の後にも機械的特性が低下しない高温溶接後熱処理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にある。
上記目的を達成するためになされた本発明の高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板は、Ｃ：０．１０～０．１６重量％、Ｓｉ：０．２０～０．３５重量％、Ｍｎ：０．４～０．６重量％、Ｃｒ：７．５～８．５重量％、Ｍｏ：０．７～１．０重量％、Ａｌ：０．００５～０．０５重量％、Ｐ：０．０１５重量％以下、Ｓ：０．００２重量％以下、Ｎｂ：０．００１～０．０２５重量％、Ｖ：０．２５～０．３５重量％を含み、残りはＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする。
上記鋼板の組織は、テンパードマルテンサイトとテンパードベイナイトの混合組織からなることがよい。
上記テンパードマルテンサイトは面積分率が５０～８０％であり、残りはテンパードベイナイトで構成されることが好ましい。
上記鋼板は、７５０～８５０℃で１０～５０時間の溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ＰＷＨＴ）にもかかわらず引張強度が６５０ＭＰａ以上であることができる。
上記圧力容器用鋼板は、シャルピー衝撃エネルギー（ＣＶＮ＠－３０℃）値が１００Ｊ以上であることができる。
本発明の、高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板の製造方法は、Ｃ：０．１０～０．１６重量％、Ｓｉ：０．２０～０．３５重量％、Ｍｎ：０．４～０．６重量％、Ｃｒ：７．５～８．５重量％、Ｍｏ：０．７～１．０重量％、Ａｌ：０．００５～０．０５重量％、Ｐ：０～００１５重量％、Ｓ：０．００２重量％以下、Ｎｂ：０．００１～０．０２５重量％、Ｖ：０．２５～０．３５重量％を含み、残りはＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１，０７０～１，２５０℃で再加熱する工程、上記再加熱されたスラブを圧延パス当たり２．５～３５％の圧下率で熱間圧延する工程、上記熱間圧延された鋼板を１，０２０～１，０７０℃に保持する１次熱処理する工程、上記１次熱処理された鋼板を１～３０℃／ｓｅｃで冷却する冷却する工程、及び上記冷却された鋼板を８２０～８４５℃に保持する２次熱処理する工程を含むことを特徴とする。
上記１次熱処理する時間（Ｔ１）は、下記関係式１で定義することができる。
［関係式１］
１．３×ｔ＋１０≦Ｔ１≦１．３×ｔ＋３０
（上記関係式１において、Ｔ１は１次熱処理を行う時間（ｍｉｎ）を意味し、ｔは上記熱間圧延された鋼板の厚さを意味する。）
上記２次熱処理する時間（Ｔ２）は、下記関係式２で定義することができる。
［関係式２］
１．６×ｔ＋１０≦Ｔ２≦１．６×ｔ＋３０
（上記関係式２において、Ｔ２は２次熱処理を行う時間（ｍｉｎ）を意味し、ｔは上記熱間圧延された鋼板の厚さを意味する。）
上記２次熱処理された鋼板を７５０～８５０℃で１０～５０時間の間保持する溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）する工程を行うことが好ましい。
本発明によれば、上記の成分構成を有する圧力容器用鋼板は、、７５０～８５０℃で長時間のＰＷＨＴする工程を行っても、機械的特性が保持され、本発明は、高温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ができる。
本発明の実施例に係る特徴、及びそれらを達成する方法は、添付の図面と共に詳細に記載されている実施例を参照することによって明確になる。しかし、本発明は、以下に開示する実施例に限定されるものではなく、互いに異なる様々な形態で具現化することができ、本実施例は、単に本発明の開示を完全にし、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者に、発明の範疇を完全に理解させるために提供されるものである。本発明の権利範囲は、下記の特許請求の範囲によって定義される。明細書全体において同じ参照番号は同じ構成要素を指す。
本発明の実施例を説明するにあたり、公知の機能又は構成に対する具体的な説明が本発明の要旨を不必要に不明瞭にする虞があると判断される場合には、その詳細な説明を省略する。そして、使用する用語は、本発明の実施例における機能を考慮して定義された用語であって、これは使用者、運用者の意図又は慣例などに応じて異なることがある。したがって、その定義は、本明細書全体にわたる内容に基づいて判断すべきである。以下、本発明の実施例について詳細に説明する。
本発明は、Ｃｒを７．５～８．５重量％含む圧力容器用鋼板において、７００℃以上の高温で行われる溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ；ＰＷＨＴ）の抵抗性が高い圧力容器用鋼板を提供しようとするものである。
上記ＰＷＨＴは、溶接又は圧延過程中に母材内部に生成された残留応力を除去するための熱処理する工程であって、高温で長時間行われる特徴がある。このＰＷＨＴにより鋼板内の残留応力は除去するものの、母材内の結晶粒界の軟化、成長及び炭化物の粗大化を誘発し、鋼板の機械的特性が低減する虞がある。
これを防止するために、鋼板の合金組成及び製造条件を適切に制御し、鋼板の微細組織をテンパードマルテンサイトを主相とする混合組織として提供することで、高温及び長時間のＰＷＨＴにもかかわらず機械的特性が減少しない圧力容器用鋼板を提供することができる。
本発明の実施例に係る高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板は、Ｃ：０．１０～０．１６重量％、Ｓｉ：０．２０～０．３５重量％、Ｍｎ：０．４～０．６重量％、Ｃｒ：７．５～８．５重量％、Ｍｏ：０．７～１．０重量％、Ａｌ：０．００５～０．０５重量％、Ｐ：０～０．０１５重量％、Ｓ：０．００２重量％以下、Ｎｂ：０．００１～０．０２５重量％を含み、残りはＦｅ及び不可避不純物からなる。
以下に本発明の組成範囲について詳細に説明する。以下では、特に断りのない限り、単位は重量％である。
Ｃは０．１～０．１６重量％で添加される。
上記Ｃは強度を向上させる元素であって、その含量が０．１重量％未満では、基地自体の強度が低下し、０．１６重量％を超えると、強度が過度に増加して靭性を低下させるという問題がある。したがって、上記Ｃは０．１～０．１６重量％の範囲で添加されることが好ましく、より好ましい下限は０．１２重量％であり、より好ましい上限は０．１５重量％である。
Ｓｉは０．２～０．３５重量％で添加される。
上記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。Ｓｉが０．２重量％未満であると、上記圧力容器用鋼板の強度が不足して十分な機械的特性を獲得しにくく、上記Ｓｉが０．３５重量％を超えると、上記圧力容器用鋼板の溶接性が低下して加工性が低下し、衝撃靭性が悪化するという問題がある。したがって、上記Ｓｉは０．２～０．３５重量％の範囲で添加されることが好ましく、より好ましい下限は０．２５重量％であり、より好ましい上限は０．３２重量％である。
Ｍｎは０．４～０．６重量％で添加される。
上記Ｍｎは、後述するＳと共に、非金属介在物であるＭｎＳを形成する上記非金属介在物ＭｎＳは、結晶粒の内部での転位移動を妨げて母材の強度を増加させる効果があるが、常温での伸び率及び低温での靭性が低下する原因となる。例えば、上記Ｍｎの含量が０．６重量％を超えると、上記ＭｎＳが過度に形成されて伸び率及び低温靭性が著しく低下し、一方上記Ｍｎが０．４重量％未満で添加されると、ＭｎＳの生成量が不足して適切な強度を確保しにくくなる。このような理由から、上記Ｍｎは０．４～０．６重量％の範囲で添加されることがよく、より好ましい下限は０．５重量％であり、より好ましい上限は０．５８重量％である。
上記Ｃｒは７．５～８．５重量％で添加される。
上記Ｃｒは、焼入れ性を増大させて低温変態組織を形成することにより降伏及び引張強度を増大させ、焼入れ後の焼戻しやＰＷＨＴ中のセメンタイトの分解速度を遅くすることで強度の低下を防止する効果がある。さらに、上記鋼板の中心部にテンパードマルテンサイト組織が形成され、低温強度を強化することができる。このような理由から、上記Ｃｒは７．５重量％以上添加することが好ましい。しかし、上記Ｃｒの含量が８．５重量％を超えると、サイズが粗大なＣｒ－Ｒｉｃｈ Ｍ２３Ｃ６－ｔｙｐｅの炭化物が上記テンパードマルテンサイト組織の内部に析出する虞がある。この炭化物は、鋼板の衝撃靭性を大きく低下させ、脆性破壊の原因となる。また、上記Ｃｒの含量が増加すると、製造コストが上昇すると共に、溶接性が低下するという問題が発生する。この理由から、上記Ｃｒは７．５～８．５重量％添加されることがよく、より好ましい下限は７．８重量％であり、より好ましい上限は８．３重量％である。
Ｍｏは０．７～１．０重量％で添加される。
上記Ｍｏは上記Ｃｒと同様に、母材の高温強度を増加させることができる。また、硫化物により上記圧力容器用鋼板に割れを発生させることを防止することができる。この理由から、Ｍｏは０．７重量％以上添加されることが好ましい。しかし、上記Ｍｏは他の添加元素に比べて相対的に高価であるため、上記Ｍｏが１．０重量％を超えると、生産コストが過度に増加して商品性が低下する虞がある。したがって、上記Ｍｏは０．７～１．０重量％の範囲で添加されることが好ましく、より好ましい下限は０．８重量％である。
Ａｌは０．００５～０．０５重量％で添加される。
上記Ａｌは上記Ｓｉと共に、製鋼工程における強力な脱酸剤（Ｄｅｏｘｉｄｉｚｅｒ）の一つである。上記脱酸剤（Ｄｅｏｘｉｄｉｚｅｒ）は、母材内部の酸素を吹き込み、ＣＯの形態で排出されることを誘導する役割を果たす。このような理由から、上記Ａｌの含量が０．００５重量％未満であると、母材内の酸素が増加して鋼板の品質が低下する虞がある。一方、上記Ａｌが０．０５重量％を超えると、必要以上の脱酸効果が発揮され、むしろ製造コストが上昇して商品性が低下する虞がある。したがって、上記Ａｌは０．００５～０．０５重量％の範囲で添加されることが好ましく、より好ましい下限は０．０２重量％であり、より好ましい上限は０．０４重量％である。
Ｐは０．０１５重量％以下で添加される。
上記Ｐは上記圧力容器用鋼板の低温靭性を低下させ、粒界に偏析して焼戻し脆性（Ｔｅｍｐｅｒ ｂｒｉｔｔｌｅｎｅｓｓ）を発生させる主な原因となる。理論上、上記Ｐの含量は０重量％に近づくように含量を低く制御することが有利であるが、上記Ｐは製造工程上、必然的に含有される元素であり、上記Ｐの含量を減らすための工程が難しく、追加工程による生産コストが増加するため、その上限を定めて管理することが好ましい。したがって、上記Ｐは０．０１５重量％以下に管理することがよい。
Ｓは０．００２重量％以下で添加される。
上記Ｓは上記Ｐと同様、低温靭性を減少させる元素であり、上記圧力容器用鋼板のＭｎＳ介在物を形成し、上記圧力容器用鋼板の靭性を減少させる原因となる。上記Ｓは上記Ｐと同様に、含量は０重量％に近づくように含量を低く制御することが有利であるが、このために消耗されるコスト及び時間を考慮すると、その上限を定めて管理することが好ましい。したがって、上記Ｓは０．００２重量％以下に管理することがよい。
Ｎｂは０．００１～０．０２５重量％で添加される。
上記Ｎｂは、上記圧力容器用鋼板内において、微細な炭化物又は窒化物を形成して鋼板を形成している基地組織（Ｍａｔｒｉｘ）の軟化を防止するのに効果的な元素である。このような理由から、上記Ｎｂは０．００１重量％以上添加されることが好ましい。しかし、上記Ｎｂが０．０２５重量％を超えると、鋼板のコストが高くなり商品性が低下する虞がある。したがって、上記Ｎｂは０．００１～０．０２５重量％の範囲で添加されることがよく、より好ましい下限は０．０１重量％であり、より好ましい上限は０．０２３重量％である。
Ｖは０．２５～０．３５重量％で添加される。
上記Ｖは上記Ｎｂと同様に、微細な炭化物及び窒化物を容易に形成することができ、基地組織（Ｍａｔｒｉｘ）の軟化を防止するのに効果的な元素である。このような理由から、上記Ｖは０．２５重量％以上添加されることが好ましい。しかし、上記Ｖが０．３５重量％を超えると、鋼板のコストが高くなり商品性が低下する虞がある。したがって、上記Ｖは０．２５～０．３５重量％の範囲で添加されることがよく、より好ましい下限は０．２８％であり、より好ましい上限は０．３２重量％である。
上述した成分を除く残りの成分はＦｅとして提供される。但し、通常の製造過程では、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可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書では、その全ての内容について特に言及しない。
以上、本発明の一特徴である組成について説明した。以下では、本発明のもう一つの特徴である微細組織について説明する。
本発明の実施例に係る高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板は、上記鋼板の中心部の微細組織がテンパードマルテンサイトとテンパードベイナイトの混合組織からなることができ、より好ましくは、上記テンパードマルテンサイトの面積分率が５０％以上含まれ、残りの部分はテンパードベイナイトである混合組織からなることがよい。
上記テンパードマルテンサイト組織（Ｔｅｍｐｅｒｅｄ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）とは、後述する２次熱処理過程を通じてマルテンサイトに残留応力を緩和したマルテンサイト組織を意味し、通常のマルテンサイト組織の強度を保持しながらも脆性を補完する効果を有する。このような理由から、本発明が目的とする６５０ＭＰａ級の鋼板を製造するためには、上記テンパードマルテンサイト組織の面積分率が５０％以上であることが好ましい。
しかし、上記鋼板内のテンパードマルテンサイト組織の面積分率が８０％を超えると、上記テンパードマルテンサイト組織は結晶粒界に粗大なＣｒ－Ｒｉｃｈ Ｍ２３Ｃ６－ｔｙｐｅの炭化物が析出して靭性が減少することがある。このような理由から、上記テンパードマルテンサイト組織は面積分率が５０～８０％であることが好ましい。
一方、上記テンパードベイナイト（Ｔｅｍｐｅｒｅｄ ｂａｉｎｉｔｅ）は、上記テンパードマルテンサイト組織に比べて強度は低いものの、相対的に靭性に優れ、衝撃吸収エネルギーが高い。これにより、上記テンパードベイナイトは、上記圧力容器用鋼板の靭性を補完することができる。このような理由から、上記圧力容器用鋼板は、上記テンパードマルテンサイト組織と上記テンパードベイナイトの混合組織で提供されることがよく、より好ましくは、上記テンパードマルテンサイトの面積分率が５０～８０％であり、上記テンパードベイナイトの面積分率が２０％～５０％である。
上記の成分組成及び微細組織を有する鋼板をさらに、溶接を行った後に、追加的に７５０～８５０℃の高い温度範囲で最大５０時間の間熱処理を行っても引張強度を６５０ＭＰａ以上に効果的に保持することができる。
また、上記の組成成分及び微細組織を有する鋼板は、上記ＰＷＨＴの後にも、優れた低温靭性を有することができ、具体的に－３０℃でのシャルピー衝撃エネルギー値を１００Ｊ以上有することができる。
本発明の実施例に従って製造された圧力容器用鋼板は、高温でＰＷＨＴを行っても優れた引張強度及び低温靭性を維持しすることができることが確認できる。
上記の本発明の高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板に関する説明に加え、以下では、本発明の高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板の製造方法について説明する。
実施例によれば、上記高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板は、上記の成分組成を有するスラブを１，０７０～１，２５０℃で再加熱する工程と、上記再加熱されたスラブを圧延パス当たり２．５～３５％の圧下率で熱間圧延する工程と、上記熱間圧延された鋼板を１，０２０～１，０７０℃に保持する１次熱処理する工程と、上記１次熱処理された鋼板を１～３０℃に冷却する冷却する工程と、上記冷却された鋼板を８２０～８４５℃に保持する２次熱処理する工程とのうち、いずれか一つ以上の工程を含むことができる。
まず、本発明では、上記組成成分を有するスラブを再加熱する工程を行うことができる。上記再加熱は１，０７０～１，２５０℃で行うことが好ましいが、これは、上記再加熱温度が１，０７０℃未満であると、溶質原子が意図したとおり固溶しないため強度の確保が難しく、再加熱温度が１，２５０℃を超えると、鋼材内のオーステナイト相が過度に成長して鋼板の機械的特性が減少することがある。したがって、上記再加熱温度は１，０７０～１，２５０℃であることがよく、より好ましい下限は１，１００℃であり、より好ましい上限は１，１７０℃である。
その後、上記再加熱されたスラブを熱間圧延して鋼板を製造することができる。
実施例によれば、上記熱間圧延は、再結晶終了温度よりも高い温度区間である再結晶領域で行うことができる。また、上記熱間圧延は、各圧延パス当たり圧下率２．５～３５％で行われることがよい。圧下率が２．５％未満であると、圧下量が不足し、後述する冷却する工程で形成されるテンパードマルテンサイト及びテンパードベイナイト組織が粗大になり、鋼板の強度が低下する虞がある。一方、圧下率が３５％を超えると、圧延機の負荷が激しくなり生産性が低下する虞がある。したがって、上記各圧延パス当たりの圧下率は２．５～３５％に制御することがよく、より好ましい下限は５％であり、より好ましい上限は２５％である。
上記熱間圧延された鋼板は１次熱処理する工程を行うことができる。上記１次熱処理する工程は、下記関係式１を満たす時間（Ｔ１）の間１，０２０～１，０７０℃で鋼板を保持させる熱処理を意味する。
［関係式１］
１．３×ｔ＋１０≦Ｔ１≦１．３×ｔ＋３０
（上記関係式１において、Ｔ１は１次熱処理を行う時間（ｍｉｎ）を意味し、ｔは上記熱間圧延された鋼板の厚さを意味する。）
実施例によれば、上記１次熱処理の温度が１，０２０℃未満であるか、又は上記Ｔ１が１．３×ｔ１＋１０分未満であると、上記鋼板内の組織の均質化が十分に発生しない虞がある。これは、鋼板内の偏析が発生する原因となる。また、上記鋼板に固溶していた溶質元素の再固溶が難しくなり、上記鋼板の機械的特性が減少する原因となる。
逆に、上記１次熱処理温度が１，０７０℃を超えるか、又は上記Ｔ１が１３×ｔ１＋３０分を超えると、上記鋼板内の結晶粒が成長して鋼板の強度が減少することがある。
その後、上記１次熱処理された鋼板を冷却する冷却する工程を行うことができる。具体的に、上記冷却する工程は、上記１次熱処理された鋼板を１～３０℃／ｓｅｃの速度で２０～４０℃まで冷却することがよく、水冷処理（ＤＱ処理）により冷却することができる。上記冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満であると、鋼板内のフェライトがマルテンサイトに変態せず、鋼板内のテンパードマルテンサイト組織の面積分率が減少する虞がある。さらに、テンパードマルテンサイト及びテンパードベイナイト組織が粗大になる虞がある。これは、鋼板の強度を低下させる原因となる。また、上記冷却速度が３０℃／ｓｅｃを超えると、冷却速度の向上のために付加的な設備が必要であり、多量の冷却水が必要となる。そのため、上記鋼板の製造コストが増加する虞がある。したがって、冷却速度は１～３０℃／ｓｅｃであることが好ましく、より好ましい下限は１．５℃／ｓｅｃであり、より好ましい上限は２５℃／ｓｅｃである。
上記１次熱処理及び冷却する工程を行って製造された鋼板は引張強度６５０ＭＰａ以上であり、同時に－３０℃でのシャルピー衝撃エネルギー値は１００Ｊ以上の確保が要求される。このような条件を達成するためには２次熱処理及びＰＷＨＴする工程を行うことが好ましい。
上記２次熱処理する工程は、下記関係式２を満たす時間（Ｔ２）の間、８２０～８４５℃で鋼板を保持させる熱処理を意味し、言い換えれば、焼戻し（Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）熱処理と定義することができる。
［関係式２］
１．６×ｔ＋１０≦Ｔ２≦１．６×ｔ＋３０
（上記関係式２において、Ｔ２は２次熱処理を行う時間（ｍｉｎ）を意味し、ｔは上記熱間圧延された鋼板の厚さを意味する。）
上記のとおり、上記２次熱処理する工程は、８２０～８４５℃で１．６×ｔ＋１０～１．６×ｔ＋３０分間行われることが好ましい。これは、上記２次熱処理する工程が８２０℃未満又は１．６×ｔ＋１０未満の間行われると、転位回復効果が減少して鋼板の靭性が減少し、テンパードマルテンサイト組織を得ることが困難になるためである。一方、上記２次熱処理する工程が８４５℃を超えるか、又は熱処理時間が１．６×ｔ＋３０分を超えると、析出物が過度に成長して過時効（ｏｖｅｒａｇｉｎｇ）現象が発生し、強度が低下する虞がある。
実施例によれば、上記２次熱処理する工程の後、ＰＷＨＴする工程をさらに行うことができる。上記ＰＷＨＴする工程とは、上記のとおり、鋼板内部の残留応力を除去する高温環境において長時間にわたって熱処理を行う工程であり、具体的に、上記２次熱処理された鋼板を７５０～８５０℃で１０～５０時間保持する工程を意味する。上記ＰＷＨＴする工程温度が７５０℃未満又はＰＨＷＴする工程時間が１０時間未満である場合、焼鈍（ａｎｎｅａｌｉｎｇ）が不十分であり、残留応力が鋼板内に残る可能性がある。この場合、鋼板の変形、寿命減少の原因となる。逆に、上記ＰＷＨＴする工程温度が８５０℃を超えるか、又は上記ＰＷＨＴする工程が５０分を超えて行われる場合、鋼板に過度な熱エネルギーが注入される虞がある。これは、鋼板の再結晶化を促進し、引張強度が６５０ＭＰａ未満に減少する虞がある。このような理由から、上記ＰＷＨＴする工程は７５０～８５０℃で１０～５０時間行うことが好ましく、より好ましい温度の下限は７８０℃であることがよく、より好ましい温度の上限は８２０℃であり、より好ましい時間の下限は２０時間である。
以下、実施例を挙げて本発明についてより詳細に説明する。
下記合金スラブを１，１２０℃で３００分再加熱した後、圧延パス当たり１５％の圧下率で再結晶領域で熱間圧延して鋼板を製造した。
Figure 2023553169000001
上記鋼板を常温の２５℃になるまで空冷で冷却した後、１，０５０℃に加熱して各鋼板の厚さに応じて時間を調節して１次熱処理する工程を行った。その後、鋼材中心部の温度を基準として２５℃になるまで水冷した。上記各鋼板の厚さ、１次熱処理の保持時間及び冷却時間を下記表２に示した。
最後に、上記第１熱処理及び冷却する工程を行った鋼板を、下記表２の条件で２次熱処理を行った後、さらにＰＷＨＴする工程を行った。
Figure 2023553169000002
上記表２に従って製造した鋼板について、テンパードマルテンサイト分率（％）及び機械的特性を測定し、下記表３に示した。上記機械的特性としては、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び率（ＥＬ）及び低温靭性（Ｊ）を測定した。上記低温靭性は、－３０℃でＶノッチを有する試験片を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（ＣＶＮ＠－３０℃）値を基準として評価した。
Figure 2023553169000003
上記表１～３を参照すると、本発明が提案する合金組成及び製造条件を同時に満たす実施例１～９は、テンパードマルテンサイトが面積分率５０％以上で構成されるため、ＰＷＨＴする工程を５０時間の間行っても降伏強度が６５０ＭＰａ以上、より好ましくは６５６ＭＰａ以上の高い強度を有することが確認される。同時に、－３０℃でのシャルピー衝撃エネルギー値が１００Ｊ以上、より好ましくは２１５Ｊ以上を有し、これにより優れた低温靭性を有することが確認できる。
具体的に、上記ＰＷＨＴする工程を２０時間から５０時間に増加させても、降伏強度（ＹＳ）の減少量が０．５～３％であり、引張強度（ＴＳ）の減少量は約１～４．５％である。これは、上記のとおり、鋼板内のテンパードマルテンサイト組織が面積分率を基準に５０％以上形成され、ＰＷＨＴ以後の結晶粒界の軟化、炭化物の粗大化による強度の低下を補完するためである。
これに対し、上記比較例１～６は、上記ＰＷＨＴする工程が２０時間から５０時間に増加すると、機械的特性が著しく低下することが分かる。具体的に、上記Ｃｒを２．２９重量％含む比較鋼Ａを実施例と同様に熱処理した比較例１～３は、上記ＰＷＨＴする工程時間が２０時間から５０時間に３０時間増加すると、降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）がいずれも７～１０％減少し、シャルピー衝撃エネルギーは４５～５５％減少する。上記Ｃｒが５．２１重量％含まれた比較鋼Ｂで製造された比較例４～６は、降伏強度が１５～２０％、引張強度は１０～１５％減少し、シャルピー衝撃エネルギーは４５～５５％減少する。
上記実施例１～９とは異なり、上記比較例１～６において機械的特性が急速に低下する理由は、鋼板内のＣｒの含量が７．５重量％未満であると、上記オーステナイト領域が増加して上記残留オーステナイトが生成され、これによって、相対的に上記テンパードマルテンサイト及び上記テンパードベイナイト組織の分率が減少したためである。
逆に、上記Ｃｒが７．５重量％以上であると、上記オーステナイト領域が減少し、冷却する工程の後にも不要なオーステナイト組織が残留せず、上記マルテンサイト又はベイナイトに全て変態する。その結果、上記Ｃｒを７．５重量％以上含む実施例１～９は、上記テンパードマルテンサイトが５０％以上であり、上記Ｃｒが７．５重量％未満を含む比較例１～６は、上記テンパードマルテンサイトが２５％未満であることが確認できる。
さらに、上記残留したオーステナイト組織は、結晶粒サイズが粗大化し、安定性が低いため、鋼板の脆性を増加させる原因となる。この理由から、上記比較例１～６は低温靭性も減少したことが確認できる。
具体的に、上記実施例１～９は、８００℃で５０時間の間ＰＷＨＴする工程を行っても、引張強度が６５０ＭＰａ以上、低温靭性が２００Ｊ以上保持されるのに対し、比較例１～６は、鋼板内部に形成されたテンパードマルテンサイト組織の面積分率が２０％未満であるため、母材の強度が相対的に低い。これは、上記実施例１～９は、相対的に強度に優れたマルテンサイト組織が面積分率を基準に５０％以上形成され、熱処理後にも強度が保持されたが、上記比較例１～６は、上記マルテンサイト組織が不足して高温ＰＷＨＴ以後の結晶粒界の軟化、炭化物の粗大化により発生する強度の低下を補完することができないためである。
これに対し、上記Ｃｒが９．５４重量％含まれた比較例７～９は、降伏強度が平均７１５ＭＰａと優れているが、伸び率が平均１５．３％と極めて低く、低温靭性が平均４４Ｊと非常に低いことが確認できる。これは、上記テンパードベイナイト組織が過度に少なく形成され、鋼板の靭性を補完しにくくなったためである。さらに、上記テンパードマルテンサイト粒界にサイズの粗大なＣｒ－Ｒｉｃｈ Ｍ２３Ｃ６－ｔｙｐｅの炭化物が析出して鋼板の脆性が大きく増加したためである。このような理由から、上記鋼板の強度と靭性の両方を考慮したとき、上記テンパードマルテンサイト組織は面積分率を基準に５０～８０％形成されることが好ましい。
一方、上記比較例１０～１７は、本発明が提案する合金組成を満たす発明鋼Ａをもって熱処理時間を変更して製造した。その結果、上記製造例１～３に比べて機械的特性が減少したことが確認できる。
具体的に、上記１次熱処理が上記Ｔ１よりも５０分未満行われた比較例１０～１１は、上記降伏強度（ＹＳ）が平均４２７ＭＰａ、上記引張強度（ＴＳ）が５１２ＭＰａであり、上記実施例１～３より１５～２５％減少したことが確認できる。さらに、シャルピー衝撃エネルギーも実施例１～３より３５～４５％減少した。これは、上述したように、上記１次熱処理時間が不足して鋼材内部の応力が十分に除去されず、これにより、不安定なマルテンサイト及びベイナイト組織が形成されたためである。
また、上記１次熱処理が上記Ｔ１よりも５０分を超えて行われた比較例１２～１３は、上記降伏強度（ＹＳ）が平均４００５ＭＰａ、上記引張強度（ＴＳ）が５２９ＭＰａであり、上記実施例１～３より１５～２５％減少した。さらに、上記シャルピー衝撃エネルギーも平均１４１．５Ｊであり、上記実施例１～３に比べて１５～２５％減少した。これは、鋼板内の結晶粒が成長して鋼板の強度が低下したことを証明している。
なお、上記２次熱処理が上記Ｔ２よりも５０分未満行われた比較例１４～１５は、降伏強度（ＹＳ）が平均４１７５ＭＰａ、上記引張強度（ＴＳ）が平均４８７．５ＭＰａであり、上記実施例１～３より１５～２５％減少した。さらに、上記シャルピー衝撃エネルギーも平均１６１Ｊであり、実施例１～３に比べて２５～３５％減少した。
最後に、上記２次熱処理が上記Ｔ２よりも５０分を超えて行われた比較例１６～１７は、降伏強度（ＹＳ）が平均４０４ＭＰａ、上記引張強度（ＴＳ）が平均５４３．５ＭＰａであり、上記実施例１～３より２０～３０％減少した。また、上記シャルピー衝撃エネルギーも平均１７２．５Ｊであり、上記実施例１～３に比べて２５～３５％減少したことが確認できる。これにより、上記２次熱処理の時間が不足又は超過すると、降伏強度、引張強度、伸び率及び低温靭性の機械的特性が減少することが確認できる。
以上の説明では、本発明の様々な実施例を提示して説明したが、本発明が必ずしもこれに限定されるものではなく、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の技術的思想から逸脱しない範囲内で様々な置換、変形及び変更が可能であることを容易に理解することができる。

Claims (9)

  1. Ｃ：０．１０～０．１６重量％、Ｓｉ：０．２０～０．３５重量％、Ｍｎ：０．４～０．６重量％、Ｃｒ：７．５～８．５重量％、Ｍｏ：０．７～１．０重量％、Ａｌ：０．００５～０．０５重量％、Ｐ：０．０１５重量％以下、Ｓ：０．００２重量％以下、Ｎｂ：０．００１～０．０２５重量％、Ｖ：０．２５～０．３５重量％含み、残りはＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板。
  2. 前記鋼板の組織がテンパードマルテンサイトとテンパードベイナイトの混合組織からなることを特徴とする請求項１に記載の高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板。
  3. 前記テンパードマルテンサイトは面積分率が５０～８０％であり、残りはテンパードベイナイトで構成されることを特徴とする請求項２に記載の高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板。
  4. 前記鋼板は、７５０～８５０℃で１０～５０時間の溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ＰＷＨＴ）にもかかわらず引張強度が６５０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板。
  5. 前記鋼板は、シャルピー衝撃エネルギー（ＣＶＮ＠－３０℃）値が１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項４に記載の高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板。
  6. 重量％で、Ｃ：０．１０～０．１６重量％、Ｓｉ：０．２０～０．３５重量％、Ｍｎ：０．４～０．６重量％、Ｃｒ：７．５～８．５重量％、Ｍｏ：０．７～１．０重量％、Ａｌ：０．００５～０．０５重量％、Ｐ：０～０．０１５重量％、Ｓ：０．００２重量％以下、Ｎｂ：０．００１～０．０２５重量％、Ｖ：０．２５～０．３５重量％含み、残りはＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１，０７０～１，２５０℃で再加熱する工程と、
    前記再加熱されたスラブを圧延パス当たり２．５～３５％の圧下率で熱間圧延する工程と、
    前記熱間圧延された鋼板を１，０２０～１，０７０℃に保持する１次熱処理する工程と、
    前記１次熱処理された鋼板を１～３０℃／ｓｅｃで冷却する冷却する工程と、
    前記冷却された鋼板を８２０～８４５℃に保持する２次熱処理する工程と、を含むことを特徴とする高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板の製造方法。
  7. 前記１次熱処理する時間（Ｔ１）は、下記関係式１で定義されることを特徴とする請求項６に記載の高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    １．３×ｔ＋１０≦Ｔ１≦１．３×ｔ＋３０
    （上記関係式１において、Ｔ１は１次熱処理を行う時間（ｍｉｎ）を意味し、ｔは上記熱間圧延された鋼板の厚さを意味する。）
  8. 前記２次熱処理する時間（Ｔ２）は、下記関係式２で定義されることを特徴とする請求項６に記載の高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板の製造方法。
    ［関係式２］
    １．６×ｔ＋１０≦Ｔ２≦１．６×ｔ＋３０
    （上記関係式２において、Ｔ２は２次熱処理を行う時間（ｍｉｎ）を意味し、ｔは上記熱間圧延された鋼板の厚さを意味する。）
  9. 前記２次熱処理する工程の後、７５０～８５０℃で１０～５０時間の間、溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）する工程をさらに行うことを特徴とする請求項６に記載の高温ＰＷＨＴ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板の製造方法。
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