JPH11131177A - 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法Info
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- JPH11131177A JPH11131177A JP5165798A JP5165798A JPH11131177A JP H11131177 A JPH11131177 A JP H11131177A JP 5165798 A JP5165798 A JP 5165798A JP 5165798 A JP5165798 A JP 5165798A JP H11131177 A JPH11131177 A JP H11131177A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用
鋼板を提供すること。 【解決手段】 重量％でＣ：０．０２〜０．１０％、S
i：０．０５〜０．５％、Mn：０．８〜１．６％、Ｐ：
０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Nb：０．０
０３〜０．０３０％、Ti：０．００５〜０．０２０％、
Al：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００２〜０．００
６％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物元素より
なり、６Ｃ＋Mn：１．２〜２．０、Ｃeq：０．２５〜
０．３８、Ｐpr: ２．０〜４０を満足する中常温圧力容
器用鋼板と、前記化学成分の鋼板スラブを９５０〜１３
００℃に加熱し、再結晶温度域で累積圧下率１０〜９０
％の粗圧延を行い、Ａｒ3 点以上の未再結晶温度域で累
積圧下率１０〜９０％の仕上圧延を行って冷却速度が１
〜１００℃／ｓで制御冷却する前記鋼板の製造方法。
鋼板を提供すること。 【解決手段】 重量％でＣ：０．０２〜０．１０％、S
i：０．０５〜０．５％、Mn：０．８〜１．６％、Ｐ：
０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Nb：０．０
０３〜０．０３０％、Ti：０．００５〜０．０２０％、
Al：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００２〜０．００
６％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物元素より
なり、６Ｃ＋Mn：１．２〜２．０、Ｃeq：０．２５〜
０．３８、Ｐpr: ２．０〜４０を満足する中常温圧力容
器用鋼板と、前記化学成分の鋼板スラブを９５０〜１３
００℃に加熱し、再結晶温度域で累積圧下率１０〜９０
％の粗圧延を行い、Ａｒ3 点以上の未再結晶温度域で累
積圧下率１０〜９０％の仕上圧延を行って冷却速度が１
〜１００℃／ｓで制御冷却する前記鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、３５０℃程度の中
温から常温までの温度範囲で用いられる中常温圧力容器
用炭素鋼鋼板（例えば、JIS G 3118(1987)等に準拠）に
関するものであり、特に、溶接後熱処理の省略可能な中
常温圧力容器用鋼板にかかわるものである。
温から常温までの温度範囲で用いられる中常温圧力容器
用炭素鋼鋼板（例えば、JIS G 3118(1987)等に準拠）に
関するものであり、特に、溶接後熱処理の省略可能な中
常温圧力容器用鋼板にかかわるものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、電力需要の増大に伴い、発電プラ
ントの大型化が進んでいる。例えば、原子力発電プラン
トの場合も、原子炉圧力容器本体の大型化に伴い、原子
炉格納容器の大型化が求められている。原子炉格納容器
の大型化に伴って鋼板を厚肉化する場合、板厚が３８ｍ
ｍを超えると溶接後熱処理を実施しなければならないこ
とが通産省令により規定されている。原子炉格納容器の
溶接施工は発電所現地で行われるため、溶接後熱処理
は、設備、作業性、工期等の面で大きなデメリットとな
る。そこで、板厚が３８ｍｍを超えても溶接したままで
使用可能な溶接後熱処理の省略可能な鋼板の開発が強く
求められている。
ントの大型化が進んでいる。例えば、原子力発電プラン
トの場合も、原子炉圧力容器本体の大型化に伴い、原子
炉格納容器の大型化が求められている。原子炉格納容器
の大型化に伴って鋼板を厚肉化する場合、板厚が３８ｍ
ｍを超えると溶接後熱処理を実施しなければならないこ
とが通産省令により規定されている。原子炉格納容器の
溶接施工は発電所現地で行われるため、溶接後熱処理
は、設備、作業性、工期等の面で大きなデメリットとな
る。そこで、板厚が３８ｍｍを超えても溶接したままで
使用可能な溶接後熱処理の省略可能な鋼板の開発が強く
求められている。
【０００３】溶接後熱処理は、溶接継手部を金属のＡｃ
1 変態点以下で、かつ溶接部の性能を改善し溶接残留応
力などの有害な影響を除去するのに十分な温度に均一に
加熱し、一定時間保持した後、均一に冷却する処理であ
ることから、これを省略するためには、溶接による引張
の残留応力が作用した状態でも、脆性破壊を防止出来る
程度の溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚ
ｏｎｅ：以下、ＨＡＺ）の靭性を確保することが必要と
なる。
1 変態点以下で、かつ溶接部の性能を改善し溶接残留応
力などの有害な影響を除去するのに十分な温度に均一に
加熱し、一定時間保持した後、均一に冷却する処理であ
ることから、これを省略するためには、溶接による引張
の残留応力が作用した状態でも、脆性破壊を防止出来る
程度の溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚ
ｏｎｅ：以下、ＨＡＺ）の靭性を確保することが必要と
なる。
【０００４】従来、原子炉格納容器用の鋼板としては、
引張強度が４８０〜５９０ＭＰａで、焼きならし法によ
り製造される中常温圧力容器用炭素鋼鋼板（ＪＩＳ規格
Ｇ３１１８ ＳＧＶ４８０）が用いられることが多い
が、この技術の延長線上で合金元素の添加による厚肉化
を進めた場合、溶接部の靭性が低下するため、溶接後熱
処理を省略することは出来ない。
引張強度が４８０〜５９０ＭＰａで、焼きならし法によ
り製造される中常温圧力容器用炭素鋼鋼板（ＪＩＳ規格
Ｇ３１１８ ＳＧＶ４８０）が用いられることが多い
が、この技術の延長線上で合金元素の添加による厚肉化
を進めた場合、溶接部の靭性が低下するため、溶接後熱
処理を省略することは出来ない。
【０００５】圧力容器用鋼板で高い靭性を得る手法につ
いては、特公平２−４６７３号公報に記載されている。
ここに開示されている技術は、Ｐ、Ｓ、ＡｌＮとしての
Ｎの量を規定することにより、焼準（Ｎ) −焼入れ
（Ｑ) −焼きもどし（Ｔ) −応力除去焼鈍（ＳＲ) 後の
オーステナイト粒を細粒化し、鋼板の靭性を向上させる
ことを特徴とする高靭性圧力容器用鋼に関するものであ
る。
いては、特公平２−４６７３号公報に記載されている。
ここに開示されている技術は、Ｐ、Ｓ、ＡｌＮとしての
Ｎの量を規定することにより、焼準（Ｎ) −焼入れ
（Ｑ) −焼きもどし（Ｔ) −応力除去焼鈍（ＳＲ) 後の
オーステナイト粒を細粒化し、鋼板の靭性を向上させる
ことを特徴とする高靭性圧力容器用鋼に関するものであ
る。
【０００６】圧力容器用鋼板で溶接部の靭性を向上させ
る手法については、特公昭５６−２９９５１号公報に記
載されている。ここに開示されている技術は、Ｎｂ、Ｍ
ｏを含有し、Ｃｅｑ、Ｐｃｍを規定することにより、母
材およびボンド部の靭性を向上させ、かつ使用温度での
母材強度を確保できる、焼準（Ｎ) −焼き戻し（Ｔ)を
施して使用することを特徴とする圧力容器用鋼板に関す
るものである。
る手法については、特公昭５６−２９９５１号公報に記
載されている。ここに開示されている技術は、Ｎｂ、Ｍ
ｏを含有し、Ｃｅｑ、Ｐｃｍを規定することにより、母
材およびボンド部の靭性を向上させ、かつ使用温度での
母材強度を確保できる、焼準（Ｎ) −焼き戻し（Ｔ)を
施して使用することを特徴とする圧力容器用鋼板に関す
るものである。
【０００７】圧力容器用鋼板で溶接後熱処理を省略する
手法については、特公平６−３５６１８号公報に記載さ
れている。ここに開示されている技術は、低炭素Ｃｒ−
Ｍｏ系低合金鋼を特定の温度条件で熱間圧延し、その後
焼き入れ（Ｑ) 、焼き戻し（Ｔ) 処理することにより、
溶接部の硬さの上昇を抑制することを特徴とする、溶接
後熱処理が不要な圧力容器用鋼の製造方法に関するもの
である。
手法については、特公平６−３５６１８号公報に記載さ
れている。ここに開示されている技術は、低炭素Ｃｒ−
Ｍｏ系低合金鋼を特定の温度条件で熱間圧延し、その後
焼き入れ（Ｑ) 、焼き戻し（Ｔ) 処理することにより、
溶接部の硬さの上昇を抑制することを特徴とする、溶接
後熱処理が不要な圧力容器用鋼の製造方法に関するもの
である。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】しかし、溶接後熱処理
を省略するにあたっては、以下の問題点が挙げられる。
高い靭性を得る手法について、特公平２−４６７３号公
報に開示されている技術は、Ｃの添加量が０．１５〜
０．２３％であり、０．０２〜０．１０％とする本発明
とは化学成分の範囲が異なる。また、これは鋼板母材に
関する技術であって溶接部に関する記載はなく、この手
法により溶接後熱処理を省略することは出来ない。
を省略するにあたっては、以下の問題点が挙げられる。
高い靭性を得る手法について、特公平２−４６７３号公
報に開示されている技術は、Ｃの添加量が０．１５〜
０．２３％であり、０．０２〜０．１０％とする本発明
とは化学成分の範囲が異なる。また、これは鋼板母材に
関する技術であって溶接部に関する記載はなく、この手
法により溶接後熱処理を省略することは出来ない。
【０００９】溶接部の靭性に関して、特公昭５６−２９
９５１号公報に開示されている技術は、Ｃｅｑが０．４
５〜０．５４の範囲であり、０．２５〜０．３８とする
本発明とはその範囲が異なる。また、溶接後熱処理に関
する記載がなく、低温割れを防止するための予熱温度が
１００℃であることから、この手法により溶接後熱処理
を省略するのは実質的に不可能である。
９５１号公報に開示されている技術は、Ｃｅｑが０．４
５〜０．５４の範囲であり、０．２５〜０．３８とする
本発明とはその範囲が異なる。また、溶接後熱処理に関
する記載がなく、低温割れを防止するための予熱温度が
１００℃であることから、この手法により溶接後熱処理
を省略するのは実質的に不可能である。
【００１０】溶接後熱処理を省略する手法について、特
公平６−３５６１８号公報に開示されている技術は、Ｃ
ｒの含有量が０．６〜２．５％であり、選択元素として
Ｃｒを０．０５〜０．５０％含有する本発明とは化学成
分の範囲が異なる。また、ＴｉをＢとともに添加する必
要がある点でも、Ｔｉを単独で添加しＢは不可避的不純
物である本発明とは化学成分が異なる。さらに、溶接部
については硬さについての記載しかなくＨＡＺ靭性につ
いては不明であり、また、製造される板厚は実質的に３
６ｍｍまでであり、３８ｍｍ以上の鋼板について溶接後
熱処理が省略できるかどうかについては不明である点が
問題であった。
公平６−３５６１８号公報に開示されている技術は、Ｃ
ｒの含有量が０．６〜２．５％であり、選択元素として
Ｃｒを０．０５〜０．５０％含有する本発明とは化学成
分の範囲が異なる。また、ＴｉをＢとともに添加する必
要がある点でも、Ｔｉを単独で添加しＢは不可避的不純
物である本発明とは化学成分が異なる。さらに、溶接部
については硬さについての記載しかなくＨＡＺ靭性につ
いては不明であり、また、製造される板厚は実質的に３
６ｍｍまでであり、３８ｍｍ以上の鋼板について溶接後
熱処理が省略できるかどうかについては不明である点が
問題であった。
【００１１】これら従来の技術の問題点に鑑み、本発明
は、常温と中温での良好な母材強度と優れた溶接継手特
性を併せ持つことにより、溶接後熱処理の省略可能な中
常温圧力容器用鋼板およびその製造方法を提供すること
を目的とする。
は、常温と中温での良好な母材強度と優れた溶接継手特
性を併せ持つことにより、溶接後熱処理の省略可能な中
常温圧力容器用鋼板およびその製造方法を提供すること
を目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶接後熱
処理を省略するため、中常温圧力容器用鋼板の成分およ
び製造方法により、ＨＡＺ靭性、中温強度、常温強度に
ついて種々の検討を行った結果、次に示す新しい知見を
発見するに至った。
処理を省略するため、中常温圧力容器用鋼板の成分およ
び製造方法により、ＨＡＺ靭性、中温強度、常温強度に
ついて種々の検討を行った結果、次に示す新しい知見を
発見するに至った。
【００１３】まず、ＨＡＺ靭性については、ＨＡＺの結
晶粒径を細粒化させる作用があるＮｂとＴｉを添加し、
さらにＮを細粒化に有効なＴｉとの割合になるように添
加した上で、ＨＡＺ靭性に大きく影響するＣとＭｎの量
を限定し、Ｃｅｑを従来の中常温圧力容器では母材強度
が不足するため不可能であった低いレベルに下げること
により、従来材では得られない高いＨＡＺ靭性を達成で
きることを見出した。
晶粒径を細粒化させる作用があるＮｂとＴｉを添加し、
さらにＮを細粒化に有効なＴｉとの割合になるように添
加した上で、ＨＡＺ靭性に大きく影響するＣとＭｎの量
を限定し、Ｃｅｑを従来の中常温圧力容器では母材強度
が不足するため不可能であった低いレベルに下げること
により、従来材では得られない高いＨＡＺ靭性を達成で
きることを見出した。
【００１４】次に、制御圧延で導入された転位の回復に
よる中温強度の低下については、析出により母材強度を
向上させる作用があるＮｂ、Ｍｏ、Ｖをある範囲内で添
加することにより、従来材と同等の中温強度を確保でき
ることを見出した。
よる中温強度の低下については、析出により母材強度を
向上させる作用があるＮｂ、Ｍｏ、Ｖをある範囲内で添
加することにより、従来材と同等の中温強度を確保でき
ることを見出した。
【００１５】さらに、合金元素の低減に伴う常温強度の
低下については、上記の成分に加えて母材の強度を向上
させるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒの添加により常温強度が上昇す
ることを見出した。また、再結晶域圧延と未再結晶域圧
延を行った後に制御冷却し、途中で冷却を停止するか、
あるいは常温近くまで冷却した後に焼き戻しを行うこと
により、従来材と同等の常温強度が得られることを見出
した。本発明は、上記の限定条件を組み合わせて実施す
ることにより、初めて溶接後熱処理の省略を達成するも
のである。
低下については、上記の成分に加えて母材の強度を向上
させるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒの添加により常温強度が上昇す
ることを見出した。また、再結晶域圧延と未再結晶域圧
延を行った後に制御冷却し、途中で冷却を停止するか、
あるいは常温近くまで冷却した後に焼き戻しを行うこと
により、従来材と同等の常温強度が得られることを見出
した。本発明は、上記の限定条件を組み合わせて実施す
ることにより、初めて溶接後熱処理の省略を達成するも
のである。
【００１６】すなわち、本発明の要旨は下記の通りであ
る。 （１）重量％で Ｃ ： ０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ： ０．０５〜０．５％、 Ｍｎ： ０．８〜１．６％、 Ｐ ： ０．０３０％以下、 Ｓ ： ０．０２０％以下、 Ｎｂ： ０．００５〜０．０３０％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ： ０．０１〜０．０８％、 Ｎ ： ０．００２〜０．００８％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物元素よりな
り、 ６Ｃ＋Ｍｎ： １．２〜２．０、 Ｃｅｑ ： ０．２５〜０．３８、 Ｐｐｒ ： ２．０〜４０ を満足することを特徴とする、溶接後熱処理の省略可能
な中常温圧力容器用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 ＋５５Ｍｏ1/2 ＋１４Ｖ1/2 とする。
る。 （１）重量％で Ｃ ： ０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ： ０．０５〜０．５％、 Ｍｎ： ０．８〜１．６％、 Ｐ ： ０．０３０％以下、 Ｓ ： ０．０２０％以下、 Ｎｂ： ０．００５〜０．０３０％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ： ０．０１〜０．０８％、 Ｎ ： ０．００２〜０．００８％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物元素よりな
り、 ６Ｃ＋Ｍｎ： １．２〜２．０、 Ｃｅｑ ： ０．２５〜０．３８、 Ｐｐｒ ： ２．０〜４０ を満足することを特徴とする、溶接後熱処理の省略可能
な中常温圧力容器用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 ＋５５Ｍｏ1/2 ＋１４Ｖ1/2 とする。
【００１７】（２）重量％で Ｃ ： ０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ： ０．０５〜０．５％、 Ｍｎ： ０．８〜１．６％、 Ｐ ： ０．０３０％以下、 Ｓ ： ０．０２０％以下、 Ｎｂ： ０．００５〜０．０３０％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ： ０．０１〜０．０８％、 Ｎ ： ０．００２〜０．００８％ を含有し、さらに、 Ｍｏ： ０．０３〜０．５０％、 Ｖ ： ０．００５〜０．１０％ のうち、１種または２種を含有し、残部が鉄および不可
避的不純物元素よりなり、 ６Ｃ＋Ｍｎ： １．２〜２．０、 Ｃｅｑ ： ０．２５〜０．３８、 Ｐｐｒ ： ２．０〜４０ を満足することを特徴とする、溶接後熱処理の省略可能
な中常温圧力容器用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 ＋５５Ｍｏ1/2 ＋１４Ｖ1/2 とする。
避的不純物元素よりなり、 ６Ｃ＋Ｍｎ： １．２〜２．０、 Ｃｅｑ ： ０．２５〜０．３８、 Ｐｐｒ ： ２．０〜４０ を満足することを特徴とする、溶接後熱処理の省略可能
な中常温圧力容器用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 ＋５５Ｍｏ1/2 ＋１４Ｖ1/2 とする。
【００１８】（３）重量％で Ｃ ： ０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ： ０．０５〜０．５％、 Ｍｎ： ０．８〜１．６％、 Ｐ ： ０．０３０％以下、 Ｓ ： ０．０２０％以下、 Ｎｂ： ０．００５〜０．０３０％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ： ０．０１〜０．０８％、 Ｎ ： ０．００２〜０．００８％ を含有し、さらに Ｃｕ： ０．１０〜１．０％、 Ｎｉ： ０．１０〜１．０％、 Ｃｒ： ０．０５〜０．５０％ のうち、１種または２種以上を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物元素よりなり、 ６Ｃ＋Ｍｎ： １．２〜２．０、 Ｃｅｑ ： ０．２５〜０．３８、 Ｐｐｒ ： ２．０〜４０ を満足することを特徴とする、溶接後熱処理の省略可能
な中常温圧力容器用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 ＋５５Ｍｏ1/2 ＋１４Ｖ1/2 とする。
不可避的不純物元素よりなり、 ６Ｃ＋Ｍｎ： １．２〜２．０、 Ｃｅｑ ： ０．２５〜０．３８、 Ｐｐｒ ： ２．０〜４０ を満足することを特徴とする、溶接後熱処理の省略可能
な中常温圧力容器用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 ＋５５Ｍｏ1/2 ＋１４Ｖ1/2 とする。
【００１９】（４）重量％で Ｃ ： ０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ： ０．０５〜０．５％、 Ｍｎ： ０．８〜１．６％、 Ｐ ： ０．０３０％以下、 Ｓ ： ０．０２０％以下、 Ｎｂ： ０．００５〜０．０３０％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ： ０．０１〜０．０８％、 Ｎ ： ０．００２〜０．００８％ を含有し、さらに Ｍｏ： ０．０３〜０．５０％、 Ｖ ： ０．００５〜０．１０％ のうち、１種または２種を含有し、さらに Ｃｕ： ０．１０〜１．０％、 Ｎｉ： ０．１０〜１．０％、 Ｃｒ： ０．０５〜０．５０％ のうち、１種または２種以上を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物元素よりなり、 ６Ｃ＋Ｍｎ： １．２〜２．０、 Ｃｅｑ ： ０．２５〜０．３８、 Ｐｐｒ ： ２．０〜４０ を満足することを特徴とする、溶接後熱処理の省略可能
な中常温圧力容器用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 + ５５Ｍｏ1/2 + １４Ｖ1/2 とする。
不可避的不純物元素よりなり、 ６Ｃ＋Ｍｎ： １．２〜２．０、 Ｃｅｑ ： ０．２５〜０．３８、 Ｐｐｒ ： ２．０〜４０ を満足することを特徴とする、溶接後熱処理の省略可能
な中常温圧力容器用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 + ５５Ｍｏ1/2 + １４Ｖ1/2 とする。
【００２０】（５）（１）〜（４）いずれか１項に記載
の化学成分を有する鋼スラブを、９５０〜１３００℃に
加熱し、再結晶温度域で累積圧下率が１０〜９０％の粗
圧延を行い、続いてＡｒ3 点以上の未再結晶温度域で累
積圧下率が１０〜９０％の仕上圧延を行い、直ちに冷却
速度が１〜１００℃／ｓで６５０〜５００℃まで制御冷
却し、室温まで空冷することを特徴とする、溶接後熱処
理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板の製造方法。
の化学成分を有する鋼スラブを、９５０〜１３００℃に
加熱し、再結晶温度域で累積圧下率が１０〜９０％の粗
圧延を行い、続いてＡｒ3 点以上の未再結晶温度域で累
積圧下率が１０〜９０％の仕上圧延を行い、直ちに冷却
速度が１〜１００℃／ｓで６５０〜５００℃まで制御冷
却し、室温まで空冷することを特徴とする、溶接後熱処
理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板の製造方法。
【００２１】（６）（１）〜（４）いずれか１項に記載
の化学成分を有する鋼スラブを、９５０〜１３００℃に
加熱し、再結晶温度域で累積圧下率が１０〜９０％の粗
圧延を行い、続いてＡｒ3 点以上の未再結晶温度域で累
積圧下率が１０〜９０％の仕上圧延を行い、直ちに冷却
速度が１〜１００℃／ｓで２００℃以下に制御冷却し、
その後、５００℃〜６５０℃で焼き戻しを行うことを特
徴とする、溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用
鋼板の製造方法。
の化学成分を有する鋼スラブを、９５０〜１３００℃に
加熱し、再結晶温度域で累積圧下率が１０〜９０％の粗
圧延を行い、続いてＡｒ3 点以上の未再結晶温度域で累
積圧下率が１０〜９０％の仕上圧延を行い、直ちに冷却
速度が１〜１００℃／ｓで２００℃以下に制御冷却し、
その後、５００℃〜６５０℃で焼き戻しを行うことを特
徴とする、溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用
鋼板の製造方法。
【００２２】
【発明の実施の形態】以下、本発明の技術的思想と限定
理由について、詳細に説明する。本発明では、前述した
ように、溶接後熱処理を省略するためには溶接による引
張の残留応力が作用した状態でも脆性破壊を防止出来る
程度のＨＡＺ靭性を確保する必要があることから、ＨＡ
Ｚ靭性に及ぼす合金元素の影響についてミクロ組織的な
見地から検討した。一般に、軟鋼のＨＡＺには、ベイネ
ティックフェライト、粒界フェライト、上部ベイナイト
が生成するが、４９０ＭＰａ級鋼のＨＡＺは、合金元素
量が増加するため焼入性が上昇し、上部ベイナイトの割
合が増加するため、ＨＡＺ靭性が低下する。
理由について、詳細に説明する。本発明では、前述した
ように、溶接後熱処理を省略するためには溶接による引
張の残留応力が作用した状態でも脆性破壊を防止出来る
程度のＨＡＺ靭性を確保する必要があることから、ＨＡ
Ｚ靭性に及ぼす合金元素の影響についてミクロ組織的な
見地から検討した。一般に、軟鋼のＨＡＺには、ベイネ
ティックフェライト、粒界フェライト、上部ベイナイト
が生成するが、４９０ＭＰａ級鋼のＨＡＺは、合金元素
量が増加するため焼入性が上昇し、上部ベイナイトの割
合が増加するため、ＨＡＺ靭性が低下する。
【００２３】そこで、まず添加元素の中でも特に焼入性
に大きく影響を及ぼすＣとＭｎの量について検討した。
０．０２％Ｎｂと０．０１％Ｔｉを含有し、ＣとＭｎの
量をＣ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．８〜１．６
％の範囲で変化させた鋼塊を１１５０℃に加熱し、１１
００℃から再結晶域圧延を行い、８３０℃から未再結晶
域圧延を行った後に、室温まで制御冷却し、さらに５０
０℃で焼き戻しをして得られた５０ｍｍ厚の鋼板につい
て、常温で引張試験を行い、さらに、最高加熱温度が１
４００℃、８００〜５００℃までの冷却時間が２３秒の
条件で溶接再現熱サイクルを付与した後、シャルピー衝
撃試験を実施した。引張強度とＨＡＺ靭性に及ぼすＣと
Ｍｎの量の影響について種々検討した結果を図１に示
す。
に大きく影響を及ぼすＣとＭｎの量について検討した。
０．０２％Ｎｂと０．０１％Ｔｉを含有し、ＣとＭｎの
量をＣ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．８〜１．６
％の範囲で変化させた鋼塊を１１５０℃に加熱し、１１
００℃から再結晶域圧延を行い、８３０℃から未再結晶
域圧延を行った後に、室温まで制御冷却し、さらに５０
０℃で焼き戻しをして得られた５０ｍｍ厚の鋼板につい
て、常温で引張試験を行い、さらに、最高加熱温度が１
４００℃、８００〜５００℃までの冷却時間が２３秒の
条件で溶接再現熱サイクルを付与した後、シャルピー衝
撃試験を実施した。引張強度とＨＡＺ靭性に及ぼすＣと
Ｍｎの量の影響について種々検討した結果を図１に示
す。
【００２４】この図からわかるように、Ｃ：０．０２〜
０．１０％、Ｍｎ：０．８〜１．６％の範囲で、かつ６
Ｃ＋Ｍｎの値が１．２〜２．０となる場合に、良好なＨ
ＡＺ靭性と母材強度を得ることができ、ＣとＭｎの量が
それぞれ上記の範囲内であったとしても、６Ｃ＋Ｍｎが
１．２未満では母材強度が不足し、２．０超では焼入性
が上昇して上部ベイナイトの割合が増加し、ＨＡＺ靭性
が劣化することを見出した。
０．１０％、Ｍｎ：０．８〜１．６％の範囲で、かつ６
Ｃ＋Ｍｎの値が１．２〜２．０となる場合に、良好なＨ
ＡＺ靭性と母材強度を得ることができ、ＣとＭｎの量が
それぞれ上記の範囲内であったとしても、６Ｃ＋Ｍｎが
１．２未満では母材強度が不足し、２．０超では焼入性
が上昇して上部ベイナイトの割合が増加し、ＨＡＺ靭性
が劣化することを見出した。
【００２５】次に、ＣとＭｎも含めた他の合金元素によ
る焼入性への影響について検討した。焼入性が上昇する
と、ＨＡＺの最高硬さも上昇する。ＨＡＺの最高硬さは
冷却速度が一定の場合は化学成分で決まり、添加元素の
影響を炭素に対する割合で評価した炭素当量式により評
価できることが知られている。日本では次式に示すＷＥ
Ｓから提案されている炭素当量式が多く用いられる。 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Cr／５＋
Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ そこで、図１で用いたシャルピー衝撃試験結果と引張強
度をＣｅｑについて整理し直し、これを図２に示す。
る焼入性への影響について検討した。焼入性が上昇する
と、ＨＡＺの最高硬さも上昇する。ＨＡＺの最高硬さは
冷却速度が一定の場合は化学成分で決まり、添加元素の
影響を炭素に対する割合で評価した炭素当量式により評
価できることが知られている。日本では次式に示すＷＥ
Ｓから提案されている炭素当量式が多く用いられる。 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Cr／５＋
Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ そこで、図１で用いたシャルピー衝撃試験結果と引張強
度をＣｅｑについて整理し直し、これを図２に示す。
【００２６】この図からわかるように、Ｃｅｑが０．２
５〜０．３８の範囲で、良好なＨＡＺ靭性と母材強度が
得られるが、０．２５未満では十分な母材強度が得られ
ず、また０．３８超では、上部ベイナイトが増加するた
め、十分なＨＡＺ靭性が得られないことが明らかとなっ
た。ここで、さらに好ましくは、上限値としては０．３
６以下である。
５〜０．３８の範囲で、良好なＨＡＺ靭性と母材強度が
得られるが、０．２５未満では十分な母材強度が得られ
ず、また０．３８超では、上部ベイナイトが増加するた
め、十分なＨＡＺ靭性が得られないことが明らかとなっ
た。ここで、さらに好ましくは、上限値としては０．３
６以下である。
【００２７】本発明では、制御圧延による転位強化を利
用して母材強度を確保しているが、３５０℃程度の中温
では転位の回復が起こるため、従来の焼きならし材に比
べて３５０℃での降伏応力が若干低下する傾向がある。
そこで、５００〜６５０℃での焼き戻し時に炭化物を析
出させることにより、焼き戻し温度よりも３５０℃での
母材強度を向上させる方法について検討した。
用して母材強度を確保しているが、３５０℃程度の中温
では転位の回復が起こるため、従来の焼きならし材に比
べて３５０℃での降伏応力が若干低下する傾向がある。
そこで、５００〜６５０℃での焼き戻し時に炭化物を析
出させることにより、焼き戻し温度よりも３５０℃での
母材強度を向上させる方法について検討した。
【００２８】種々の析出強化元素について検討した結
果、３５０℃での強度確保に有効と考えられるＮｂ、Ｍ
ｏ、Ｖについて、これらの添加量を変化させた鋼塊を１
１５０℃に加熱し、１１００℃から再結晶域圧延を行
い、８３０℃から未再結晶域圧延を行った後に、室温ま
で制御冷却し、さらに５００℃で焼き戻しをして得られ
た５０ｍｍ厚の鋼板について、３５０℃での引張試験を
行った。合金元素添加による３５０℃での降伏応力の上
昇代と合金元素量の関係を図３に示す。
果、３５０℃での強度確保に有効と考えられるＮｂ、Ｍ
ｏ、Ｖについて、これらの添加量を変化させた鋼塊を１
１５０℃に加熱し、１１００℃から再結晶域圧延を行
い、８３０℃から未再結晶域圧延を行った後に、室温ま
で制御冷却し、さらに５００℃で焼き戻しをして得られ
た５０ｍｍ厚の鋼板について、３５０℃での引張試験を
行った。合金元素添加による３５０℃での降伏応力の上
昇代と合金元素量の関係を図３に示す。
【００２９】この図からわかるように、３５０℃での降
伏応力は、微量のＮｂ、Ｍｏ、Ｖを添加することにより
向上し、添加量を増やしていくとその効果は飽和してい
くことが明らかとなった。この図から、各元素による降
伏応力の上昇率は、Ｎｂ：２７ＭＰａ・％ -1/2 、 Ｍ
ｏ：５５ＭＰａ・％ -1/2 、 Ｖ：１４ＭＰａ・％ -1/2
であった。従って、これらの元素による３５０℃降伏応
力に対する当量式は、これを析出強化パラメーターＰｐ
ｒとすると、 Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 + ５５Ｍｏ1/2 + １４Ｖ1/2 で表すことが出来る。
伏応力は、微量のＮｂ、Ｍｏ、Ｖを添加することにより
向上し、添加量を増やしていくとその効果は飽和してい
くことが明らかとなった。この図から、各元素による降
伏応力の上昇率は、Ｎｂ：２７ＭＰａ・％ -1/2 、 Ｍ
ｏ：５５ＭＰａ・％ -1/2 、 Ｖ：１４ＭＰａ・％ -1/2
であった。従って、これらの元素による３５０℃降伏応
力に対する当量式は、これを析出強化パラメーターＰｐ
ｒとすると、 Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 + ５５Ｍｏ1/2 + １４Ｖ1/2 で表すことが出来る。
【００３０】Ｐｐｒが２．０未満では、析出強化元素に
よる３５０℃での降伏応力の向上を期待することは出来
ず、また、４０超ではＨＡＺに島状マルテンサイトを生
成しやすくなるだけでなく、多層盛り溶接時には後続パ
スによる焼き戻しにより局所的な析出が生じて、ＨＡＺ
靭性が低下する。従って、Ｐｐｒを２．０〜４０の範囲
に限定することにより、良好な中温強度とＨＡＺ靭性が
得られることを見出した。
よる３５０℃での降伏応力の向上を期待することは出来
ず、また、４０超ではＨＡＺに島状マルテンサイトを生
成しやすくなるだけでなく、多層盛り溶接時には後続パ
スによる焼き戻しにより局所的な析出が生じて、ＨＡＺ
靭性が低下する。従って、Ｐｐｒを２．０〜４０の範囲
に限定することにより、良好な中温強度とＨＡＺ靭性が
得られることを見出した。
【００３１】なお、製造方法としては、５００℃〜６５
０℃での焼き戻しにより鋼板を製造した場合だけでな
く、圧延後に６５０〜５００℃で制御冷却を停止し、空
冷して製造した場合についても、同様の効果を得ること
が出来る。
０℃での焼き戻しにより鋼板を製造した場合だけでな
く、圧延後に６５０〜５００℃で制御冷却を停止し、空
冷して製造した場合についても、同様の効果を得ること
が出来る。
【００３２】本発明では、母材強度とＨＡＺ靭性を確保
するため、上記に述べた条件だけではなく、化学成分に
ついてもその範囲を限定する必要がある。Ｃは、母材強
度を確保する上で重要な元素である。０．０２％未満で
は母材強度の確保が困難であり、０．１０％超ではＨＡ
Ｚ硬さが上昇し、島状マルテンサイトの生成量も多くな
り、ＨＡＺ靭性が劣化するため、０．０２〜０．１０％
の範囲とした。
するため、上記に述べた条件だけではなく、化学成分に
ついてもその範囲を限定する必要がある。Ｃは、母材強
度を確保する上で重要な元素である。０．０２％未満で
は母材強度の確保が困難であり、０．１０％超ではＨＡ
Ｚ硬さが上昇し、島状マルテンサイトの生成量も多くな
り、ＨＡＺ靭性が劣化するため、０．０２〜０．１０％
の範囲とした。
【００３３】Ｓｉは、脱酸および母材強度の向上に有効
な元素である。０．０５％未満では母材強度の向上が得
られず、０．５％超では母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣
化するため、０．０５〜０．５％の範囲とした。
な元素である。０．０５％未満では母材強度の向上が得
られず、０．５％超では母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣
化するため、０．０５〜０．５％の範囲とした。
【００３４】Ｍｎは、母材強度の向上およびＭｎＳとし
てＳを固定する上で重要な元素である。０．８％未満で
は十分な母材強度が得られず、１．６％超ではＨＡＺの
硬さが上昇し、島状マルテンサイトを生成して、ＨＡＺ
靭性が低下するため、０．８〜１．６％の範囲とした。
てＳを固定する上で重要な元素である。０．８％未満で
は十分な母材強度が得られず、１．６％超ではＨＡＺの
硬さが上昇し、島状マルテンサイトを生成して、ＨＡＺ
靭性が低下するため、０．８〜１．６％の範囲とした。
【００３５】Ｐは、鋼中にミクロ偏析し、粒界脆化を起
こしやすくさせる元素である。０．０３０％超では、そ
の影響が顕著となるため、０．０３０％以下とした。
こしやすくさせる元素である。０．０３０％超では、そ
の影響が顕著となるため、０．０３０％以下とした。
【００３６】Ｓは、鋼中で粗大で伸長したＭｎＳを形成
し、材質の異方性を生じ、靭性を低下させる元素であ
る。０．０２０％超ではその影響が顕著となるため、
０．０２０％以下とした。
し、材質の異方性を生じ、靭性を低下させる元素であ
る。０．０２０％超ではその影響が顕著となるため、
０．０２０％以下とした。
【００３７】Ｎｂは、圧延時に結晶粒界の移動を妨げる
ことにより再結晶を抑制し、未再結晶温度域での圧延を
可能にし、結晶粒径を細粒化して母材強度を上昇させ、
ＨＡＺ組織を細粒にしてＨＡＺ靭性を向上させ、さら
に、焼き戻し時にＮｂＣを生成して、３５０℃程度の中
温での降伏応力を向上させるため、本発明で必須の元素
である。０．００３％未満ではこれらの効果が十分に得
られず、０．０３０％超では島状マルテンサイトを形成
してＨＡＺ靭性を低下させるため、０．００３〜０．０
３０％の範囲とした。
ことにより再結晶を抑制し、未再結晶温度域での圧延を
可能にし、結晶粒径を細粒化して母材強度を上昇させ、
ＨＡＺ組織を細粒にしてＨＡＺ靭性を向上させ、さら
に、焼き戻し時にＮｂＣを生成して、３５０℃程度の中
温での降伏応力を向上させるため、本発明で必須の元素
である。０．００３％未満ではこれらの効果が十分に得
られず、０．０３０％超では島状マルテンサイトを形成
してＨＡＺ靭性を低下させるため、０．００３〜０．０
３０％の範囲とした。
【００３８】Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを生成し、Ｈ
ＡＺ組織を細粒化して、ＨＡＺ靭性を向上させるため、
本発明で必須の元素である。Ｔｉが０．００５％未満で
は、これらの効果が十分に得られず、０．０３０％超で
は炭化物を生成して靭性を低下させるため、０．００５
〜０．０３０％の範囲とした。なお、ＴｉとＮの添加割
合は２．０〜３．４の範囲が好ましい。
ＡＺ組織を細粒化して、ＨＡＺ靭性を向上させるため、
本発明で必須の元素である。Ｔｉが０．００５％未満で
は、これらの効果が十分に得られず、０．０３０％超で
は炭化物を生成して靭性を低下させるため、０．００５
〜０．０３０％の範囲とした。なお、ＴｉとＮの添加割
合は２．０〜３．４の範囲が好ましい。
【００３９】Ａｌは、固溶Ｎの固定および脱酸に有効な
元素である。０．０１％未満では、これらの効果が十分
に得られず、０．０８％超では、粗大な介在物を生成し
て靭性を低下させるため、０．０１〜０．０８％の範囲
とした。
元素である。０．０１％未満では、これらの効果が十分
に得られず、０．０８％超では、粗大な介在物を生成し
て靭性を低下させるため、０．０１〜０．０８％の範囲
とした。
【００４０】Ｎは、上述したようにＴｉＮを生成するた
め、本発明で必須の元素である。０．００２％未満では
ＴｉＮを十分に生成できず、０．００８％超では固溶Ｎ
により靭性が低下するため、０．００２〜０．００８％
の範囲とした。
め、本発明で必須の元素である。０．００２％未満では
ＴｉＮを十分に生成できず、０．００８％超では固溶Ｎ
により靭性が低下するため、０．００２〜０．００８％
の範囲とした。
【００４１】Ｍｏは、焼入性を上げ、常温での母材強度
の向上だけでなく、焼き戻し時にＭｏ2 C を生成し、３
５０℃程度の中温での降伏応力を向上させるため、本発
明で重要な元素である。０．０３％未満ではその効果が
十分に得られず、０．５０％超ではＨＡＺに島状マルテ
ンサイトを形成して、ＨＡＺ靭性を低下させるため、
０．０３〜０．５０％の範囲とした。
の向上だけでなく、焼き戻し時にＭｏ2 C を生成し、３
５０℃程度の中温での降伏応力を向上させるため、本発
明で重要な元素である。０．０３％未満ではその効果が
十分に得られず、０．５０％超ではＨＡＺに島状マルテ
ンサイトを形成して、ＨＡＺ靭性を低下させるため、
０．０３〜０．５０％の範囲とした。
【００４２】Ｖは、常温での母材強度の向上だけでな
く、焼き戻し時にＶＣを生成し、３５０℃程度の中温で
の降伏応力を向上させるため、本発明で重要な元素であ
る。０．００５％未満ではその効果が十分に得られず、
０．１０％超ではＨＡＺに島状マルテンサイトを形成し
て、ＨＡＺ靭性を低下させるため、０．００５〜０．１
０％の範囲とした。
く、焼き戻し時にＶＣを生成し、３５０℃程度の中温で
の降伏応力を向上させるため、本発明で重要な元素であ
る。０．００５％未満ではその効果が十分に得られず、
０．１０％超ではＨＡＺに島状マルテンサイトを形成し
て、ＨＡＺ靭性を低下させるため、０．００５〜０．１
０％の範囲とした。
【００４３】Ｃｕは、母材強度の向上に有効な元素であ
る。０．１０％未満ではその効果が十分に得られず、
１．０％超ではε−Ｃｕを多量に析出し、ＨＡＺ靭性を
低下させるため、０．１０〜１．０％の範囲とした。
る。０．１０％未満ではその効果が十分に得られず、
１．０％超ではε−Ｃｕを多量に析出し、ＨＡＺ靭性を
低下させるため、０．１０〜１．０％の範囲とした。
【００４４】Ｎｉは、焼入性を上昇させることにより母
材強度を向上させ、かつ母材靭性とＨＡＺ靭性を向上さ
せる上で有効な元素である。０．１０％未満では十分な
母材強度と靭性の向上効果が得られず、１．０％超では
経済的でなくなるため、０．１０〜１．０％の範囲とし
た。
材強度を向上させ、かつ母材靭性とＨＡＺ靭性を向上さ
せる上で有効な元素である。０．１０％未満では十分な
母材強度と靭性の向上効果が得られず、１．０％超では
経済的でなくなるため、０．１０〜１．０％の範囲とし
た。
【００４５】Ｃｒは、焼入性を上昇させることにより母
材強度を向上させる上で有効な元素である。０．０５％
未満ではその効果が十分に得られず、０．５０％超では
ＨＡＺが硬化してＨＡＺ靭性が低下するため、０．０５
〜０．５０％の範囲とした。
材強度を向上させる上で有効な元素である。０．０５％
未満ではその効果が十分に得られず、０．５０％超では
ＨＡＺが硬化してＨＡＺ靭性が低下するため、０．０５
〜０．５０％の範囲とした。
【００４６】本発明では、ＣとＭｎ量を低く限定し、Ｃ
ｅｑも０．２５〜０．３８に低く限定しており、従来の
焼きならし法によっては十分な母材強度を確保ことが不
可能であるため、鋼板を製造するにあたり、以下に示す
製造条件についても限定する必要がある。
ｅｑも０．２５〜０．３８に低く限定しており、従来の
焼きならし法によっては十分な母材強度を確保ことが不
可能であるため、鋼板を製造するにあたり、以下に示す
製造条件についても限定する必要がある。
【００４７】鋼スラブは、転炉、電気炉で溶製した後、
必要に応じて取鍋精練や真空脱ガス処理を施し、連続鋳
造法により製造される。あるいは、鋳型あるいは一方向
凝固鋳型で造塊した後、分塊でスラブとしても良い。
必要に応じて取鍋精練や真空脱ガス処理を施し、連続鋳
造法により製造される。あるいは、鋳型あるいは一方向
凝固鋳型で造塊した後、分塊でスラブとしても良い。
【００４８】加熱は、圧延時の変形抵抗を減らし、鋼に
含有されるＮｂやＶの一部または全部を固溶させるため
に行う。９５０℃未満では、これらを固溶させることが
出来ず、１３００℃超では、オーステナイト粒径が粗大
化し、圧延による結晶粒の微細化が困難となり十分な母
材靭性を確保することは出来ないため、加熱温度を９５
０〜１３００℃の範囲とした。なお、加熱の保持時間
は、６０〜１８０分が好ましい。
含有されるＮｂやＶの一部または全部を固溶させるため
に行う。９５０℃未満では、これらを固溶させることが
出来ず、１３００℃超では、オーステナイト粒径が粗大
化し、圧延による結晶粒の微細化が困難となり十分な母
材靭性を確保することは出来ないため、加熱温度を９５
０〜１３００℃の範囲とした。なお、加熱の保持時間
は、６０〜１８０分が好ましい。
【００４９】粗圧延は、各圧延パスによる再結晶によっ
てオーステナイト粒径を漸進的に細粒化するために行
う。圧延時に再結晶させる必要があるため、その温度を
再結晶温度域とした。また、粗圧延の累積圧下率が１０
％未満では、十分なオーステナイト粒の細粒化が得られ
ず、９０％超では、仕上圧延の圧下率を確保できないた
め、その累積圧下率を１０〜９０％の範囲とした。ここ
で、累積圧下率は、（（スラブ厚）−（移送厚））／
（スラブ厚）である。
てオーステナイト粒径を漸進的に細粒化するために行
う。圧延時に再結晶させる必要があるため、その温度を
再結晶温度域とした。また、粗圧延の累積圧下率が１０
％未満では、十分なオーステナイト粒の細粒化が得られ
ず、９０％超では、仕上圧延の圧下率を確保できないた
め、その累積圧下率を１０〜９０％の範囲とした。ここ
で、累積圧下率は、（（スラブ厚）−（移送厚））／
（スラブ厚）である。
【００５０】仕上圧延は、オーステナイトを未再結晶状
態で圧延し、オーステナイト粒内に変形帯、双晶境界を
導入するために行う。Ａｒ3 点よりも低温では、フェラ
イトが生成するため、オーステナイト単相での圧延が出
来ず、また未再結晶状態で圧延する必要があるため、そ
の温度をＡｒ3 点以上の未再結晶温度域とした。また、
仕上圧延の累積圧下率が１０％未満では、フェライト粒
を細粒化する十分な効果が得られず、９０％超では、仕
上圧延に長時間を要するため、温度の確保が困難となる
ため、その累積圧下率を１０〜９０％の範囲とした。こ
こで、累積圧下率は、（（移送厚）−（仕上厚））／
（移送厚）である。
態で圧延し、オーステナイト粒内に変形帯、双晶境界を
導入するために行う。Ａｒ3 点よりも低温では、フェラ
イトが生成するため、オーステナイト単相での圧延が出
来ず、また未再結晶状態で圧延する必要があるため、そ
の温度をＡｒ3 点以上の未再結晶温度域とした。また、
仕上圧延の累積圧下率が１０％未満では、フェライト粒
を細粒化する十分な効果が得られず、９０％超では、仕
上圧延に長時間を要するため、温度の確保が困難となる
ため、その累積圧下率を１０〜９０％の範囲とした。こ
こで、累積圧下率は、（（移送厚）−（仕上厚））／
（移送厚）である。
【００５１】制御冷却は、未再結晶状態のオーステナイ
ト粒内の変形帯、双晶境界からのフェライト変態の核発
生を促進し、フェライト粒を細粒化し、十分な母材強度
を得るために行う。冷却速度が１℃／ｓ未満ではこれら
の効果が得られず、１００℃／ｓ以上の冷却速度を得る
ことは設備制約上困難であることから、冷却速度を１〜
１００℃／ｓの範囲とした。次に述べる焼き戻しを行わ
ない場合には、冷却停止温度が６５０℃超では上記の効
果を十分に得ることが出来ず、５００℃未満では空冷中
の焼き戻し効果が不足し母材靭性が低下するため、冷却
停止温度を６５０〜５００℃とした。また、焼き戻しを
行う場合には、２００℃以下まで冷却しないと十分な母
材強度を得ることは出来ないため、冷却停止温度を２０
０℃以下とした。上記冷却速度及び焼き戻し温度は、材
質要求値の板厚部位に応じて板厚中心部、１／４ｔ
（ｔ：板厚）部のいづれでもかまわない。
ト粒内の変形帯、双晶境界からのフェライト変態の核発
生を促進し、フェライト粒を細粒化し、十分な母材強度
を得るために行う。冷却速度が１℃／ｓ未満ではこれら
の効果が得られず、１００℃／ｓ以上の冷却速度を得る
ことは設備制約上困難であることから、冷却速度を１〜
１００℃／ｓの範囲とした。次に述べる焼き戻しを行わ
ない場合には、冷却停止温度が６５０℃超では上記の効
果を十分に得ることが出来ず、５００℃未満では空冷中
の焼き戻し効果が不足し母材靭性が低下するため、冷却
停止温度を６５０〜５００℃とした。また、焼き戻しを
行う場合には、２００℃以下まで冷却しないと十分な母
材強度を得ることは出来ないため、冷却停止温度を２０
０℃以下とした。上記冷却速度及び焼き戻し温度は、材
質要求値の板厚部位に応じて板厚中心部、１／４ｔ
（ｔ：板厚）部のいづれでもかまわない。
【００５２】焼き戻しは、制御冷却により低下した母材
靭性を向上するために行う。焼き戻し温度が５００℃未
満では、十分に母材靭性が向上せず、６５０℃超では母
材靭性は向上するが、逆に母材強度が低下するため、５
００〜６５０℃の範囲とした。なお、焼き戻しの保持時
間は２０〜１２０分が好ましい。
靭性を向上するために行う。焼き戻し温度が５００℃未
満では、十分に母材靭性が向上せず、６５０℃超では母
材靭性は向上するが、逆に母材強度が低下するため、５
００〜６５０℃の範囲とした。なお、焼き戻しの保持時
間は２０〜１２０分が好ましい。
【００５３】以上の技術思想に基づき、本発明は、良好
な母材強度と優れたＨＡＺ靭性を併せ持つことにより、
溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板および
その製造方法を提案するものである。
な母材強度と優れたＨＡＺ靭性を併せ持つことにより、
溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板および
その製造方法を提案するものである。
【００５４】なお、溶接のままで溶接部に低温割れを生
じさせないため、本発明の請求範囲に加えて、次式によ
り評価される低温割れ感受性についても、０．１１〜
０．２０の範囲にすることが好ましい。 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ また、本発明は、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）を行
った場合に特に有効であるが、炭酸ガスを用いたアーク
溶接（ＭＡＧ）、不活性ガスを用いたアーク溶接（ＭＩ
Ｇ）、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）のような溶接方法で
も溶接入熱が５０ｋＪ／ｃｍ以下であれば、同様の効果
を得ることが出来る。
じさせないため、本発明の請求範囲に加えて、次式によ
り評価される低温割れ感受性についても、０．１１〜
０．２０の範囲にすることが好ましい。 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ また、本発明は、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）を行
った場合に特に有効であるが、炭酸ガスを用いたアーク
溶接（ＭＡＧ）、不活性ガスを用いたアーク溶接（ＭＩ
Ｇ）、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）のような溶接方法で
も溶接入熱が５０ｋＪ／ｃｍ以下であれば、同様の効果
を得ることが出来る。
【００５５】
【実施例】以下に、本発明の実施例について述べる。鋼
材の化学成分および製造条件と母材特性および溶接継手
特性の関係を明らかにすることを目的に、表１に示す種
々の化学成分を有する鋼を溶解し、連続鋳造により得た
スラブを表２に示す条件で、板厚９〜１２０ｍｍの鋼板
に製造した。
材の化学成分および製造条件と母材特性および溶接継手
特性の関係を明らかにすることを目的に、表１に示す種
々の化学成分を有する鋼を溶解し、連続鋳造により得た
スラブを表２に示す条件で、板厚９〜１２０ｍｍの鋼板
に製造した。
【００５６】常温および中温母材強度を調査するため、
常温と３５０℃で引張試験を実施した。また、溶接継手
のＨＡＺ靭性を評価するため、Ｘ開先を加工し、表３に
示す条件で溶接を行い、ボンド境界部の−４０℃でのシ
ャルピー衝撃試験を実施した。さらに、溶接残留応力に
よる低応力破壊を再現するため、各鋼板から３０×４０
０×５００ｍｍの十字溶接継手を作成し、溶接ビード交
差部で長さ４００ｍｍのビードのボンド境界に沿って切
欠きを加工し、長さ５００ｍｍのビードの溶接線方向に
引張荷重を負荷する切欠き付き十字継手広幅試験（日本
溶接協会、監修産報出版「高張力鋼溶接の実際」１９８
４年発行、ｐ７３〜７４）により破壊靭性値を求め、溶
接後熱処理が省略できるかどうかを確認した。
常温と３５０℃で引張試験を実施した。また、溶接継手
のＨＡＺ靭性を評価するため、Ｘ開先を加工し、表３に
示す条件で溶接を行い、ボンド境界部の−４０℃でのシ
ャルピー衝撃試験を実施した。さらに、溶接残留応力に
よる低応力破壊を再現するため、各鋼板から３０×４０
０×５００ｍｍの十字溶接継手を作成し、溶接ビード交
差部で長さ４００ｍｍのビードのボンド境界に沿って切
欠きを加工し、長さ５００ｍｍのビードの溶接線方向に
引張荷重を負荷する切欠き付き十字継手広幅試験（日本
溶接協会、監修産報出版「高張力鋼溶接の実際」１９８
４年発行、ｐ７３〜７４）により破壊靭性値を求め、溶
接後熱処理が省略できるかどうかを確認した。
【００５７】発明鋼１〜１５は、常温での母材強度と中
温での降伏応力に関して、いずれも良好な値が得られ
た。また、溶接部のシャルピー衝撃値と破壊靭性値につ
いても、高い値が得られたことから、溶接後熱処理を省
略できることが確認された。
温での降伏応力に関して、いずれも良好な値が得られ
た。また、溶接部のシャルピー衝撃値と破壊靭性値につ
いても、高い値が得られたことから、溶接後熱処理を省
略できることが確認された。
【００５８】一方、比較鋼１６は、成分が本発明の請求
範囲であるが、製造方法が異なるため、継手特性は良好
であるが、常温での母材強度が低く、これに伴い中温強
度も低い。比較鋼１７は、成分および製造方法がともに
本発明の範囲外であるため、母材強度に対して中温強度
が特に低下し、継手特性も低下する。比較鋼１８は、６
Ｃ＋Ｍｎおよび製造条件が本発明の範囲外であるため、
継手特性および常温、中温での母材強度が低い。比較鋼
１９、２０は、Ｃｅｑ、Ｐｐｒが範囲外であるが、製造
条件は本発明の請求範囲であるため、母材強度は高いも
のの継手特性が低い。以上の実施例から、本発明鋼はそ
の請求範囲を満足することにより、常温と中温での良好
な母材強度と優れた溶接継手特性を併せ持つことがわか
る。
範囲であるが、製造方法が異なるため、継手特性は良好
であるが、常温での母材強度が低く、これに伴い中温強
度も低い。比較鋼１７は、成分および製造方法がともに
本発明の範囲外であるため、母材強度に対して中温強度
が特に低下し、継手特性も低下する。比較鋼１８は、６
Ｃ＋Ｍｎおよび製造条件が本発明の範囲外であるため、
継手特性および常温、中温での母材強度が低い。比較鋼
１９、２０は、Ｃｅｑ、Ｐｐｒが範囲外であるが、製造
条件は本発明の請求範囲であるため、母材強度は高いも
のの継手特性が低い。以上の実施例から、本発明鋼はそ
の請求範囲を満足することにより、常温と中温での良好
な母材強度と優れた溶接継手特性を併せ持つことがわか
る。
【００５９】
【表１】
【００６０】
【表２】
【００６１】
【表３】
【００６２】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
３５０℃程度の中温から常温までの温度範囲で用いられ
る中常温圧力容器用炭素鋼鋼板に関して、溶接後熱処理
を省略できる中常温圧力容器用鋼板を提供することが可
能であり、本発明によって、原子炉格納容器のような圧
力容器の大型化が可能となった。このような効果を有す
る本発明の意義は、極めて著しいものである。
３５０℃程度の中温から常温までの温度範囲で用いられ
る中常温圧力容器用炭素鋼鋼板に関して、溶接後熱処理
を省略できる中常温圧力容器用鋼板を提供することが可
能であり、本発明によって、原子炉格納容器のような圧
力容器の大型化が可能となった。このような効果を有す
る本発明の意義は、極めて著しいものである。
【図１】シャルピー衝撃試験における引張強度とＨＡＺ
靭性に及ぼすＣとＭｎの関係を示す図である。
靭性に及ぼすＣとＭｎの関係を示す図である。
【図２】図１で用いたシャルピー衝撃試験結果と引張強
度をＣｅｑについて整理し直した図である。
度をＣｅｑについて整理し直した図である。
【図３】３５０℃での引張試験における合金元素添加に
よる降伏応力の上昇代と合金元素量の関係を示す図であ
る。
よる降伏応力の上昇代と合金元素量の関係を示す図であ
る。
Claims (6)
- 【請求項１】重量％で Ｃ ： ０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ： ０．０５〜０．５％、 Ｍｎ： ０．８〜１．６％、 Ｐ ： ０．０３０％以下、 Ｓ ： ０．０２０％以下、 Ｎｂ： ０．００５〜０．０３０％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ： ０．０１〜０．０８％、 Ｎ ： ０．００２〜０．００８％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物元素よりな
り、 ６Ｃ＋Ｍｎ： １．２〜２．０、 Ｃｅｑ ： ０．２５〜０．３８、 Ｐｐｒ ： ２．０〜４０ を満足することを特徴とする、溶接後熱処理の省略可能
な中常温圧力容器用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Cr／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 ＋５５Ｍｏ1/2 ＋１４Ｖ1/2 とする。 - 【請求項２】重量％で Ｃ ： ０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ： ０．０５〜０．５％、 Ｍｎ： ０．８〜１．６％、 Ｐ ： ０．０３０％以下、 Ｓ ： ０．０２０％以下、 Ｎｂ： ０．００５〜０．０３０％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ： ０．０１〜０．０８％、 Ｎ ： ０．００２〜０．００８％ を含有し、さらに Ｍｏ： ０．０３〜０．５０％、 Ｖ ： ０．００５〜０．１０％ のうち１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物元素よりなり、 ６Ｃ＋Ｍｎ： １．２〜２．０、 Ｃｅｑ ： ０．２５〜０．３８、 Ｐｐｒ ： ２．０〜４０ を満足することを特徴とする、溶接後熱処理の省略可能
な中常温圧力容器用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 ＋５５Ｍｏ1/2 ＋１４Ｖ1/2 とする。 - 【請求項３】重量％で Ｃ ： ０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ： ０．０５〜０．５％、 Ｍｎ： ０．８〜１．６％、 Ｐ ： ０．０３０％以下、 Ｓ ： ０．０２０％以下、 Ｎｂ： ０．００５〜０．０３０％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ： ０．０１〜０．０８％、 Ｎ ： ０．００２〜０．００８％ を含有し、さらに Ｃｕ： ０．１０〜１．０％、 Ｎｉ： ０．１０〜１．０％、 Ｃｒ： ０．０５〜０．５０％ のうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物元素よりなり、 ６Ｃ＋Ｍｎ： １．２〜２．０、 Ｃｅｑ ： ０．２５〜０．３８、 Ｐｐｒ ： ２．０〜４０ を満足することを特徴とする、溶接後熱処理の省略可能
な中常温圧力容器用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 ＋５５Ｍｏ1/2 ＋１４Ｖ1/2 とする。 - 【請求項４】重量％で Ｃ ： ０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ： ０．０５〜０．５％、 Ｍｎ： ０．８〜１．６％、 Ｐ ： ０．０３０％以下、 Ｓ ： ０．０２０％以下、 Ｎｂ： ０．００５〜０．０３０％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ： ０．０１〜０．０８％、 Ｎ ： ０．００２〜０．００８％ を含有し、さらに Ｍｏ： ０．０３〜０．５０％、 Ｖ ： ０．００５〜０．１０％ のうち１種または２種を含有し、さらに Ｃｕ： ０．１０〜１．０％、 Ｎｉ： ０．１０〜１．０％、 Ｃｒ： ０．０５〜０．５０％ のうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物元素よりなり、 ６Ｃ＋Ｍｎ： １．２〜２．０、 Ｃｅｑ ： ０．２５〜０．３８、 Ｐｐｒ ： ２．０〜４０ を満足することを特徴とする、溶接後熱処理の省略可能
な中常温圧力容器用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Si／２４＋Mn／６＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ Ｐｐｒ＝２７Ｎｂ1/2 ＋５５Ｍｏ1/2 ＋１４Ｖ1/2 とする。 - 【請求項５】請求項１〜４いずれか１項に記載の化学成
分を有する鋼スラブを、９５０〜１３００℃に加熱し、
再結晶温度域で累積圧下率が１０〜９０％の粗圧延を行
い、続いてＡｒ3 点以上の未再結晶温度域で累積圧下率
が１０〜９０％の仕上圧延を行い、直ちに冷却速度が１
〜１００℃／ｓで６５０〜５００℃まで制御冷却し、室
温まで空冷することを特徴とする、溶接後熱処理の省略
可能な中常温圧力容器用鋼板の製造方法。 - 【請求項６】請求項１〜４いずれか１項に記載の化学成
分を有する鋼スラブを、９５０〜１３００℃に加熱し、
再結晶温度域で累積圧下率が１０〜９０％の粗圧延を行
い、続いてＡｒ3 点以上の未再結晶温度域で累積圧下率
が１０〜９０％の仕上圧延を行い、直ちに冷却速度が１
〜１００℃／ｓで２００℃以下に制御冷却し、その後、
５００℃〜６５０℃で焼き戻しを行うことを特徴とす
る、溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5165798A JPH11131177A (ja) | 1997-08-29 | 1998-03-04 | 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9-234096 | 1997-08-29 | ||
| JP23409697 | 1997-08-29 | ||
| JP5165798A JPH11131177A (ja) | 1997-08-29 | 1998-03-04 | 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11131177A true JPH11131177A (ja) | 1999-05-18 |
Family
ID=26392207
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5165798A Withdrawn JPH11131177A (ja) | 1997-08-29 | 1998-03-04 | 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11131177A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100378241C (zh) * | 2003-03-24 | 2008-04-02 | 新日本制铁株式会社 | 扩孔性与延展性优异的高强度热轧钢板及其制造方法 |
| EP2105516A1 (en) * | 2008-03-28 | 2009-09-30 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strength steel sheet excellent in resistance to stress-relief annealing and in low-temperature joint toughness |
| JP2011001620A (ja) * | 2009-06-22 | 2011-01-06 | Jfe Steel Corp | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2013113414A (ja) * | 2011-11-30 | 2013-06-10 | Nippon Steel & Sumikin Engineering Co Ltd | 圧力容器 |
| KR101353858B1 (ko) * | 2011-12-28 | 2014-01-20 | 주식회사 포스코 | 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법 |
| EP2520680A4 (en) * | 2009-12-28 | 2014-11-19 | Posco | HIGH MECHANICAL RESISTANCE STEEL STRIP HAVING EXCELLENT HEAT TREATMENT RESISTANCE POST-WELDING AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| US10829830B2 (en) | 2015-12-17 | 2020-11-10 | Posco | Pressure vessel steel plate having excellent post weld heat treatment resistance, and manufacturing method therefor |
| CN117702005A (zh) * | 2023-11-27 | 2024-03-15 | 江苏沙钢集团有限公司 | 一种低温压力容器用钢板及其制造方法 |
-
1998
- 1998-03-04 JP JP5165798A patent/JPH11131177A/ja not_active Withdrawn
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100378241C (zh) * | 2003-03-24 | 2008-04-02 | 新日本制铁株式会社 | 扩孔性与延展性优异的高强度热轧钢板及其制造方法 |
| EP2105516A1 (en) * | 2008-03-28 | 2009-09-30 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strength steel sheet excellent in resistance to stress-relief annealing and in low-temperature joint toughness |
| US8394209B2 (en) | 2008-03-28 | 2013-03-12 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel sheet excellent in resistance to stress-relief annealing and in low-temperature joint toughness |
| JP2011001620A (ja) * | 2009-06-22 | 2011-01-06 | Jfe Steel Corp | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| EP2520680A4 (en) * | 2009-12-28 | 2014-11-19 | Posco | HIGH MECHANICAL RESISTANCE STEEL STRIP HAVING EXCELLENT HEAT TREATMENT RESISTANCE POST-WELDING AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| JP2013113414A (ja) * | 2011-11-30 | 2013-06-10 | Nippon Steel & Sumikin Engineering Co Ltd | 圧力容器 |
| KR101353858B1 (ko) * | 2011-12-28 | 2014-01-20 | 주식회사 포스코 | 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법 |
| US10829830B2 (en) | 2015-12-17 | 2020-11-10 | Posco | Pressure vessel steel plate having excellent post weld heat treatment resistance, and manufacturing method therefor |
| CN117702005A (zh) * | 2023-11-27 | 2024-03-15 | 江苏沙钢集团有限公司 | 一种低温压力容器用钢板及其制造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20050510 |