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
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Description
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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)
- 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。 - 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。
- 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。
- 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。
- 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。 - 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。
- 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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