(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．６０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１０〜０．００４０％、Ｐｃｍ：０．２２以下、焼入れ性指数（ＤＩ値）：４０〜１００、Ｙ値：１．２０〜１．５０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物で、ミクロ組織が焼戻しベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイト組織であることを特徴とする、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。
焼入れ性指数（ＤＩ値）：ＤＩ＝８√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１Ｍｎ）×（１＋０．２７Ｃｕ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋３．１４Ｍｏ）、Ｙ値：Ｙ＝Ｃｒ＋２Ｍｏ＋１０Ｖ、但し、各元素記号は含有量（質量％）とする
【請求項２】
更に、質量％で、Ｔｉ：０．００４〜０．０１０％，Ｃａ：０．０００５〜０．００１５％，ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の、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。
【請求項３】
更に、質量％で、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｂ：０．０００３％以下とすることを特徴とする、請求項１または２に記載の、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。
【請求項４】
更に、焼戻しベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトのミクロ組織において、ＥＢＳＰにより測定した１５度以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の円相当径の平均値が２０μｍ以下であることを特徴とする、請求項１乃至３のいずれか一つに記載の、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。
【請求項５】
請求項１乃至３のいずれか一つに記載の成分組成からなる連続鋳造製の鋼素材を表面手入れを行うことなく、熱間圧延により板厚８０ｍｍ以下とした後、Ａｃ３〜Ａｃ３＋７０℃の温度域に再加熱後焼入れする処理を１回以上行い、引き続き、６５０〜７００℃の温度域で焼戻し処理を行うことを特徴とする、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の製造方法。
【請求項６】
前記熱間圧延が直送圧延あるいはホットチャージ圧延であることを特徴とする請求項５記載の、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の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、原子炉格納容器、圧力容器、蒸気発生器あるいは各種反応容器などＰＷＨＴ後に優れた落重特性が要求される用途に適した高強度厚鋼板およびその製造方法に関し、特にスラブ製造段階での優れた生産性と現地工事での優れた溶接性とを兼ね備える、引張強さ（ＴＳ）：５８０ＭＰａ超級の高強度厚鋼板に関する。なお、本発明の厚鋼板は、板厚６ｍｍ〜８０ｍｍの鋼板を対象とする。
【背景技術】
【０００２】
近年、エネルギー需要の拡大、地球温暖化防止の観点から、世界的に原子力発電所建造のニーズが高まり、適用鋼材の開発が強く要望されている。
【０００３】
原子力プラントや化学プラントの圧力容器や反応容器に用いられる鋼板は厚肉材が多く、高強度、高靭性であることに加えて、良好な溶接性なども要求される。
【０００４】
従来、この種の用途に適した圧力容器用鋼板としては、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ系を主成分としたＪＩＳ  Ｇ３１５５のＳＰＶ系などの鋼材が主に用いられてきた。しかしながら、これらの厚鋼板では、鋼材成分が炭素量が０．０８〜０．１６％程度のいわゆる中炭素成分になるため、連続鋳造時の包晶凝固に起因したスラブ表面割れが発生し、スラブ手入れ負荷が高く、原発プラント建造数の急増に伴う、旺盛な鋼板ニーズに応えることが困難になりつつある。
【０００５】
ところで、大型原子炉格納容器や反応容器等の製作では、鋼板の切断、曲げ加工、溶接による組み立て後に、ＰＷＨＴ（Ｐｏｓｔ  Ｗｅｌｄ  Ｈｅａｔ  Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ：溶接後熱処理、ＳＲ処理あるいは応力除去焼鈍とも称する）を施すことが必須であるが、現地での組み立て時の溶接技術の問題や安全性の観点から、従来のＰＷＨＴ条件に比べて、高温かつ長時間の非常に厳しいＰＷＨＴを実施することが多くなっている。
【０００６】
このような高温かつ長時間のＰＷＨＴによる強度低下を抑制するためには、焼戻し軟化を抑制する合金元素の添加が有効であるが、過剰な合金元素の添加は、溶接性の低下を招き、現地施工で厳格な予熱温度の管理が必要となる。
【０００７】
一方で、高強度鋼では、ＰＷＨＴにより溶接熱影響部に割れが発生する。そのため、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖなどの析出硬化元素量を制限するＳＲ割れ感受性指数ＰＳＲ，ΔＧが既に提案されており（たとえば、特開昭６１−１２６９７８）、ΔＧの場合、ΔＧ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋８．１Ｖ−２が負となるように成分設計される。
【０００８】
特許文献１には、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｖの添加量の最適化により、セメンタイトの粗大化を抑制し、ＰＷＨＴ前後の強度低下が小さく、しかも溶接性にも優れた厚鋼板が提案されている。
【０００９】
特許文献２には、溶接性の向上を目的としてＣ量を下げた分の強度補償として、Ｎｂ炭窒化物の析出強化を利用した、溶接性と歪時効特性に優れたＴＳ６００ＭＰａ級の厚鋼板が提案されている。
【００１０】
原子炉格納容器や蒸気発生器などの安全性が重要視される部位に使用される厚鋼板では、脆性破壊が発生した場合の脆性亀裂伝播停止性能に関する材料特性を示すＮＤＴ温度（ＡＳＴＭ  Ｅ２０８規定ＮＲＬ落重試験による）を指標とする落重特性に優れることが求められるが、ＰＷＨＴを施す場合、冷却過程での結晶粒界へのＰの偏析により、低温靱性、特に落重特性が著しく低下する。
【００１１】
この点に関して、特許文献３には、Ｃ量、Ｐ量を低減するとともに、Ｎ量を高めることで落重特性を向上させる技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特開２００８−１５０６５６号公報
【特許文献２】特開２００１−６４７２４号公報
【特許文献３】特開平２−９３０４４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
しかしながら、特許文献１記載の鋼板のＰＷＨＴ後の強度レベルは引張強さ５８０ＭＰａ以下であり、５８０ＭＰａ超級の高強度鋼での有効性は不明で、特許文献２記載の鋼板は、溶接熱履歴を受けた際に一旦固溶したＮｂが、高温・長時間のＰＷＨＴを施された場合に、Ｎｂ炭窒化物として析出し、ＨＡＺ靭性の低下を招くことが懸念される。特許文献３記載の鋼板は、Ｎ量を高めるため、連続鋳造プロセスでスラブを製造する場合において、スラブ表面割れなどが発生しやすく、生産性の低下が懸念される。
【００１４】
そこで、本発明は上記課題を解決する、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を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意研究を重ね、以下の知見を得た。
１．スラブ製造段階での優れた生産性と現地工事での優れた溶接性とを兼ね備えるためには、成分設計において、Ｃ量を亜包晶域よりも低減し、かつ、Ｐｃｍを０．２２％未満とすることが有効である。
２．Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ添加量の最適化を行い、Ｙ＝Ｃｒ＋２Ｍｏ＋１０Ｖで規定されるＹ値を１．２〜１．５の範囲で制限することにより、高温・長時間のＰＷＨＴ後にもＴＳ  ５８０ＭＰａを超える強度を確保するとともに、特にスラブ製造時のＶ炭窒化物の析出によるスラブ割れなども低減でき、生産性を向上させることが可能である。
３．焼入れ温度の最適化により、加熱時の旧γ粒径を微細化することで、その後の焼入れ時のベイナイトまたはマルテンサイト変態後のミクロ組織（パケットやブロックサイズ）を微細化し、ＰＷＨＴ後にも優れた落重特性を確保することが可能である。
【００１６】
本発明は得られた知見をもとに更に検討を加えてなされたもので、その要旨は次の通りである。
１．質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．６０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１０〜０．００４０％、Ｐｃｍ：０．２２以下、焼入れ性指数（ＤＩ値）：４０〜１００、Ｙ値：１．２０〜１．５０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物で、ミクロ組織が焼戻しベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイト組織であることを特徴とする、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。
【００１７】
焼入れ性指数（ＤＩ値）：ＤＩ＝８√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１Ｍｎ）×（１＋０．２７Ｃｕ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋３．１４Ｍｏ）、Ｙ値：Ｙ＝Ｃｒ＋２Ｍｏ＋１０Ｖ、但し、各元素記号は含有量（質量％）とする
２．更に、質量％で、Ｔｉ：０．００４〜０．０１０％，Ｃａ：０．０００５〜０．００１５％，ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、１記載の、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。
３．更に、質量％で、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｂ：０．０００３％以下とすることを特徴とする、１または２に記載の、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。
４．更に、焼戻しベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトのミクロ組織において、ＥＢＳＰにより測定した１５度以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の円相当径の平均値が２０μｍ以下であることを特徴とする、１乃至３のいずれか一つに記載の、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。
５．１乃至３のいずれか一つに記載の成分組成からなる連続鋳造製の鋼素材を表面手入れを行うことなく、熱間圧延により板厚８０ｍｍ以下とした後、Ａｃ３〜Ａｃ３＋７０℃の温度域に再加熱後焼入れする処理を１回以上行い、引き続き、６５０〜７００℃の温度域で焼戻し処理を行うことを特徴とする、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の製造方法。
６．前記熱間圧延が直送圧延あるいはホットチャージ圧延であることを特徴とする５記載の、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の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、原子炉格納容器などＰＷＨＴ後に優れた落重特性が要求される用途に適した、スラブ製造段階での優れた生産性と現地工事で優れた溶接性を兼ね備える、ＴＳ：５８０ＭＰａ超級高強度厚鋼板およびその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明では成分組成とミクロ組織を規定する。以下の説明においてＰＷＨＴは最高加熱温度６００℃を超え、かつ、６００℃を超える温度で累積１０時間以上加熱して行われるものとする。
［成分組成］説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｃは、所定の強度を確保するために必要な元素で、５８０ＭＰａを超える強度を確保するため０．０４％以上含有させることが必要である。一方、０．０８％を超えて含有すると、包晶凝固を伴うことから、溶製して連続鋳造にて鋳込んだ際に素材表面が割れ易くなる。素材表面に割れが発生した場合には、圧延後の製品の表面品質劣化を防ぐためには、素材表面の割れ発生部分をホットスカーフやコールドスカーフなどのスカーフィングにより除去することが必要で、生産性を極めて阻害する。このためＣの含有量は、０．０４〜０．０８％とする。なお、好ましい含有量は、０．０４〜０．０７％である。
【００２０】
Ｓｉ：０．０５〜０．６％
Ｓｉは、鋼の脱酸に寄与するだけでなく、鋼中に固溶し、鋼材の強度を高めるのに有効な元素であり、その効果を得るためには、０．０５％以上含有させることが必要である。しかし、０．６％を超えて含有すると溶接熱影響部の靭性が低下するため、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．６％とする。なお、好ましい含有量は０．１〜０．５％である。
【００２１】
Ｍｎ：１．２〜２．０％
Ｍｎは、鋼の脱酸に寄与するだけでなく、焼入れ性を向上させる有用な元素であり、高強度を得るためには１．２％以上含有させることが必要である。一方、２．０％を超えて含有すると、溶接性や溶接熱影響部靭性を低下させることから、Ｍｎの含有量は１．２〜２．０％とする。なお、好ましい含有量は、１．２〜１．８％である。
【００２２】
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは鋼中に不可避的に混入し、溶接後の応力除去焼鈍（ＰＷＨＴ）の徐冷過程において、旧オーステナイト粒界に偏析して、粒界脆化を助長し、落重特性を低下させる。そのため、Ｐ量は極力低いことが望ましいが、０．０１０％以下であれば、粒界脆化を防止できることから、含有量の上限を０．０１０％とする。なお、好ましい含有量は、０．００８％以下である。
【００２３】
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在し、靱性を低下させる元素であり、極力低いことが望ましい。０．００３％を超えて含有すると落重特性を低下させるため、上限を０．００３％とする。なお、好ましい含有量は、０．００２％以下である。
【００２４】
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、脱酸元素として有用な元素であり、かつ、焼入れ時にＡｌＮによる結晶粒微細化を通じて靭性向上に有用である。これらの効果を発揮するために、Ａｌの含有量は、０．０１〜０．０５％とする。なお、好ましい含有量は、０．０１５〜０．０４％である。
【００２５】
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％
Ｃｕは、鋼中へ固溶し、固溶強化元素として有用な元素であり、高強度を得るためには０．０１％以上含有させることが必要であるが、０．５０％を超えて含有すると、熱間圧延時のＣｕ割れの懸念が高まるため、Ｃｕの含有量は、０．０１〜０．５０％とする。なお、好ましい含有量は、０．０１〜０．４０％以下である。
【００２６】
Ｎｉ：０．０５〜０．６０％
Ｎｉは、Ｃｕ同様に鋼中へ固溶し、固溶強化元素として、また、低温靱性の向上にも有用な元素である。その効果を得るためには、０．０５％以上含有させることが必要である。しかし、０．６０％を超えて含有すると、鋼材コストが上昇し、また、スラブ割れの発生頻度が高まり、生産性を阻害するようになるため、Ｎｉの含有量は０．０５〜０．６０％とする。なお、好ましい含有量は、０．１０〜０．５０％以下である。
【００２７】
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる有用な元素で、ＰＷＨＴ後の強度確保に重要な元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上含有させることが必要である。しかし、０．５０％を超えて含有すると、溶接性を劣化させるとともに、ＰＷＨＴ後の靱性の低下を著しくするため、Ｃｒの含有量は０．０１〜０．５０％とする。なお、好ましい含有量は、０．１０〜０．５０％である。
【００２８】
Ｍｏ：０．０５〜０．４０％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、強度を高めるとともに、靱性確保にも有用な元素である。また、Ｃｒと同様に、ＰＷＨＴ後の強度確保に重要な元素であり、その効果を得るためには、０．０５％以上含有させることが必要である。しかし、０．４０％を超えて含有すると、溶接性を劣化させるとともに、Ｍｏは高価な元素であり鋼材コストの上昇を招くため、Ｍｏの含有量は０．０５〜０．４０％とする。なお、好ましい含有量は、０．１０〜０．３０％である。
【００２９】
Ｖ：０．０１〜０．１％以下
Ｖは、焼入れ性を向上させ、Ｃ，Ｎと炭窒化物を形成し、ＰＷＨＴ後の強度の確保に重要な元素である。その効果を得るためには、０．０１％以上含有させることが必要であるが、０．１％を超えて含有すると、溶接性を劣化させるとともに、炭窒化物の析出による靱性低下を招くため、Ｖの含有量は、０．０１〜０．１％とする。なお、好ましい含有量は、０．０１〜０．０７％である。
【００３０】
Ｎ：０．００１０〜０．００４０％
Ｎは、Ｃと同様に、Ｖと炭窒化物を形成し、強度を高めるのに有用な元素である。また、熱間圧延時や焼入れ時にＡｌＮを形成し、オーステナイトの微細化を通じて靱性向上に寄与する。その効果をえるためには、０．００１０％以上含有することが必要であるが、０．００４０％を超えて含有すると、スラブ割れの懸念が高まり、生産性を阻害するとともに、溶接部の靱性低下も招くため、Ｎの含有量は、０．００１０〜０．００４０％とする。
【００３１】
Ｐｃｍ：０．２２％以下
Ｐｃｍは溶接割れ感受性指標で、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂとする（各元素は含有量（質量％））。Ｐｃｍが０．２２％を超えると、予熱無しで溶接する場合に低温割れが発生することから、厳格な予熱温度管理が必要となるため、上限を０．２２％とする。これにより、予熱温度を室温以下にすることができる。本発明では、Ｐｃｍを０．２２％以下とするため、Ｃ量を低減するので、亜包晶域が回避されてスラブ表面割れが減少し、生産性の向上が可能となる。
【００３２】
焼入れ性指数（ＤＩ）：４０〜１００
板厚８０ｍｍ程度の場合まで十分な強度を確保するには、焼入れ性指数（ＤＩ）を適正な範囲に制限する必要がある。焼入れ性指数（ＤＩ）が４０未満では、板厚４０ｍｍ以上の厚物材で、板厚中心部の強度不足が懸念され、一方、１００を超えると、合金元素添加量の増加し、溶接性が著しく低下することから、４０〜１００とする。なお、焼入れ性指数（ＤＩ）は８√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１Ｍｎ）  ×（１＋０．２７Ｃｕ）  ×（１＋０．５２Ｎｉ）  ×（１＋２．３３Ｃｒ）  ×（１＋３．１４Ｍｏ）、各元素は含有量（質量％）とする。
【００３３】
Ｙ値：１．２０〜１．５０
Ｙ値（＝Ｃｒ＋２Ｍｏ＋１０Ｖ、各元素は含有量（質量％））は、焼戻し時の焼戻し軟化抵抗の度合いを示す指標であり、Ｙ値が１．２０未満では、焼戻し及びＰＷＨＴ後の鋼板強度の低下が大きく、所定の強度を達成することが困難である。
【００３４】
一方、Ｙ値が１．５０を超える場合は、過剰にＣｒ，Ｍｏ，Ｖを添加することになり、溶接性の低下が著しくなるとともに、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖを含んだ析出物による析出強化が顕著になり、ＰＷＨＴ後の靭性が著しく低下する。
【００３５】
また、Ｙ値が１．５を超える場合には、特にスラブ製造時のＶ炭窒化物の析出によるスラブ割れなどが顕著となり、生産性も阻害するため、Ｙ値は１．２〜１．５とする。
【００３６】
以上が、本発明の基本成分組成で、本発明では、更に、特性を向上させるため、以下の元素を選択的に添加することが可能である。
【００３７】
Ｔｉ：０．００４〜０．０１０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００１５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０％の１種または２種以上
Ｔｉは、Ｎと窒化物を形成し、熱間圧延時や溶接時のオーステナイト粒の微細化を通じた靭性向上に寄与する有用な元素である。０．００４％未満の含有では、その効果は十分ではなく、一方、０．０１０％を超えるとＰＷＨＴ後の靭性が著しく低下するため、含有させる場合は、０．００４〜０．０１０％とする。
【００３８】
ＣａおよびＲＥＭは、鋼中のＳと硫化物を形成し、熱間圧延時や溶接時のオーステナイト粒微細化を通じた靭性向上に寄与するため、Ｃａ：０．０００５％以上、ＲＥＭ：０．００１％以上を含有することができる。しかし、過剰に含有すると、硫化物増加による清浄度低下を招くため、含有する場合の上限は、Ｃａ：０．００１５％、ＲＥＭ：０．０１０％とする。
【００３９】
本発明において、ＮｂおよびＢは、いずれも含有しないことが好ましいが、含有する場合でも、ＮｂおよびＢの含有量は、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｂ：０．０００３％以下とすることが好ましい。
【００４０】
Ｎｂは、Ｖと同様に、ＣおよびＮとともに炭窒化物を形成し、強度を高める元素である。しかしながら、本発明が対象とするような、高温・長時間のＰＷＨＴを施す場合には、Ｎｂ炭窒化物の析出による脆化が著しく、特に溶接熱影響部の靭性低下が大きいため、実質的に含有しないことにすることが好ましい。また、含有する場合でもその上限を０．００３％以下に制限することが好ましい。
【００４１】
また、Ｂは、極微量の添加量で焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素であるが、微量の添加でも、溶接後の溶接熱影響部の硬さを急激に上昇させ、溶接割れ感受性を高め、溶接性を著しく劣化させるとともに、靭性低下も招くため、実質的に含有しないことにすることが好ましい。また、含有する場合でもその上限を０．０００３％と制限することが好ましい。本発明鋼は上述した成分組成の他は残部Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【００４２】
［ミクロ組織］
ミクロ組織は焼戻しベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトで、ＥＢＳＰにより測定した１５度以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の円相当径の平均値が２０μｍ以下であることを特徴とする。なお、本発明鋼は、焼戻しベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトの他に作用効果を損なわない範囲で少量の他の組織が混在してもよいものとする。
【００４３】
焼戻し後、および高温長時間のＰＷＨＴ後にも、ＴＳ：５８０ＭＰａを超える強度を確保するため、焼入れ後のミクロ組織をベイナイトおよび／またはマルテンサイトとし、焼戻し後、焼戻しベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトとする。
【００４４】
焼戻し、およびＰＷＨＴにより、強度が低下し、一方、靭性が向上するが、焼戻しベイナイトおよび／またはマルテンサイトにおいて、ＥＢＳＰにより測定した１５度以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒が小さいほど、結晶粒界への応力集中を低減させて破壊に対する抵抗が高まり、低温靭性や落重特性が向上する。
【００４５】
１５度以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の平均粒径が２０μｍ超えでは、粗大な粒を起点として破壊が生じ、靭性が低位であるが、２０μｍ以下にすることで、優れた落重特性（ＴＮＤＴ＜−２５℃）が得られる。ここで、ＴＮＤＴとは、ＡＳＴＭ  Ｅ２０８に記載されたＮＲＬ落重試験を実施した場合において規定されるＮＤＴ温度（無延性遷移温度）を意味する。
【００４６】
また、１５度以上の大傾角粒界とは、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｐａｔｅｒｎ）により測定した方位差マッピンッグを基に、隣り合った結晶粒の粒界方位差が１５度以上の粒界を意味する。また、この粒界をトレースし、画像解析により平均結晶粒径（円相当径）を算出することができる。
【００４７】
本発明鋼の好ましい製造条件を以下に記す。
【００４８】
まず、常法により、本発明範囲の組成を有する溶湯から連続鋳造により熱間圧延素材となるスラブを製造する。
【００４９】
本発明では、Ｃ量を０．０４〜０．０８％に制限することで、亜包晶凝固が回避されるため、スラブ表面の割れが低減する。このため、ホットスカーフやコールドスカーフなどのスラブ表面手入れが不要となり、これら作業が省略可能となる。さらに、スラブの表面手入れが不要になると、連続鋳造後の高温の状態のスラブをそのまま圧延する直送圧延、あるいは、数百℃の温度から再加熱して圧延する、いわゆるホットチャージ圧延を行うことが可能で、生産能率の向上およびエネルギー効率の向上に大いに寄与する。
【００５０】
熱間圧延により板厚８０ｍｍ以下の厚鋼板とした後に、鋼板をＡｃ３〜Ａｃ３＋７０℃に再加熱後焼入れする処理を１回以上行い、引き続き、６５０〜７００℃の焼戻し処理を行う
熱間圧延は常法に従えばよく、特に限定されるものではない。たとえば、１０００〜１２００℃に再加熱したスラブを、６０％以上の累積圧下率で熱間圧延し、９００℃以上で圧延終了すればよい。圧延後の冷却は、特に規定しないが、空冷を行えばよい。
【００５１】
また、焼入れ、焼戻しも、常法に従えばよく、加熱炉にて所定の温度に加熱した後に、冷却設備にて、水冷よる焼入れを行えばよい。焼戻しも加熱炉にて所定の温度に加熱後、空冷による冷却を行えばよい。
【００５２】
焼入れ温度が、Ａｃ３未満では、加熱時にオーステナイト＋フェライトの２相温度域になる上に、オーステナイト粒径が小さく、焼入れが不十分となり、所定の強度を達成できない。一方、Ａｃ３＋７０℃を超えて加熱した場合には、オーステナイト粒径が粗大化し、母材の靭性低下が著しく、落重特性も低下するので、Ａｃ３〜Ａｃ３＋７０℃とする。なお、焼入れ時の冷却速度は、板厚に応じて変化するが、５℃／ｓ以上の冷却速度であることが好ましい。
【００５３】
焼入れ温度を順次下げながら２回以上の焼入れを施した後に焼戻しを行うと、落重特性がさらに向上するので好ましい。これは、２回以上の焼入れにより、焼入れ・焼戻し後の組織が整粒化・細粒化するからである。
【００５４】
なお、Ａｃ３変態点の値としては、実測による値のほか、たとえば、次式により計算される値を用いることができる。
【００５５】
Ａｃ３（℃）＝９６１．６−３１１．９Ｃ＋４９．５Ｓｉ−３６．４Ｍｎ＋１２．７Ａｌ−５１Ｃｕ−２９Ｎｉ−８．７Ｃｒ＋１３．５Ｍｏ＋３０８．１Ｎｂ−１４０Ｖ＋３１８．９Ｔｉ＋３１１．２Ｂ。但し、各元素記号は含有量（質量％）とする。
【００５６】
焼戻し温度は、ＰＷＨＴ後の強度低下を極力抑えるため、高温で焼戻しを行うことが好ましく、６５０℃〜７００℃とする。焼戻し温度が６５０℃未満では、６００℃以上のＰＷＨＴを行う場合に、ＰＷＨＴでの強度低下が大きくて所定の強度（ＴＳ：５８０ＭＰａ超え）が得られず、一方、７００℃以上では焼戻し後に、所定の強度（ＴＳ：５８０ＭＰａ超え）が得られない。
【００５７】
溶接施工後に、少なくとも６００℃を超える温度で累積１０時間以上のＰＷＨＴを行う。圧力容器等の製作過程では、溶接施工後の残留応力低減を目的として、ＰＷＨＴが複数回施される事が多い。累積１０時間以上とは、ＰＷＨＴを２回以上の複数回に分けて行う場合の６００℃を超える温度における合計の時間が１０時間以上のことを意味する。
【００５８】
本発明鋼は、ＰＷＨＴの最高加熱温度が６００℃以上で、累積１０時間以上の、高温かつ長時間のＰＷＨＴを実施しても、ＴＳ：５８０ＭＰａ超え、落重特性（ＴＮＤＴ＜−２５℃）を達成できる。ただし、焼戻し温度の下限が６５０℃であるため、ＰＷＨＴ温度は６５０℃以下が好ましい。
【００５９】
本発明鋼は、高温・長時間のＰＷＨＴが施された後に、ＴＳ：５８０ＭＰａ超え、落重特性（ＴＮＤＴ＜−２５℃）が得られ、落重特性が要求される原子炉格納容器や、圧力容器、蒸気発生器あるいは各種反応容器に好適である。
【実施例】
【００６０】
表１に化学組成を示す溶鋼を、連続鋳造し、３１０ｍｍ厚の連続鋳造スラブを製造し、ついで１１５０℃に加熱した後に熱間圧延により所定の板厚の鋼板とした。熱間圧延は、厚板圧延により、所定の板厚まで圧延を行い、空冷により、鋼板を作製した。
【００６１】
これらの鋼板について、表２に示す条件にて、加熱炉にて所定の温度に加熱後、水冷による焼入れを行い、引き続き、加熱炉にて所定の温度に加熱し、空冷にて焼戻しを実施した。なお、鋼板Ｎｏ．１９は、焼入れ温度９００℃の第１回目の焼入れを実施した後、焼入れ温度８９０℃の第２回目の焼入れを実施した例である。鋼板Ｎｏ．２０は、焼入れ温度９２０℃の第１回目の焼入れを実施した後、焼入れ温度９００℃の第２回目の焼入れを実施し、引続き、焼入れ温度８９０℃の第３回目の焼入れを実施した例である。鋼板Ｎｏ．２１は、焼入れ温度８９０℃の第１回目の焼入れを実施した後、焼入れ温度８８５℃の第２回目の焼入れを実施した例である。
【００６２】
その後、圧力容器等の製作過程のＰＷＨＴを模擬した熱処理として、所定の温度、時間にて加熱保持後に、５５℃／ｈの冷却速度にて炉冷を行い、試験片採取用の鋼板を準備した。
【００６３】
鋼板のミクロ組織は、ＰＷＨＴを実施した後の鋼板から採取したサンプルを用いて、３％ナイタールで腐食し、組織観察を行った。また、結晶粒径は、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｐａｔｅｒｎ）により測定した方位差マッピンッグを基に、隣り合った結晶粒の粒界方位差が１５度以上の粒界によって囲まれた結晶粒の粒界をトレースし、画像解析により平均結晶粒径（円相当径）を算出した。
【００６４】
これらのＰＷＨＴを実施した後の鋼板から、１／２ｔ部から引張方向が圧延方向に直角な方向となるようにＪＩＳ４号の引張試験を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の規定に準拠した引張試験を実施し、降伏強度：ＹＳ、引張強さ：ＴＳを求めた。
【００６５】
また、ＰＷＨＴを実施した後の鋼板の靭性を評価するため、１／４t部から圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ  Ｚ２２４２の規格に準拠した２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
【００６６】
再現ＨＡＺ靭性の評価は、ＰＷＨＴを実施前の鋼板の１／４部から採取した、板厚１５ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ７５ｍｍの試験片を用いて、高周波誘導加熱により、入熱５０ｋＪ／ｃｍに相当する溶接熱サイクルを付与した後に、所定のＰＷＨＴを実施し、その試験片から２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、試験片温度０℃においてシャルピー衝撃試験を行った場合の吸収エネルギーにより評価した。
【００６７】
また、落重試験は、ＡＳＴＭ  Ｅ２０８に準拠して、ＰＷＨＴを実施した後の鋼板の１／４ｔ部からＰ−３試験片（厚さ１６ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１３０ｍｍ）を採取し、所定のＰＷＨＴを実施した後に、落重試験を行った。その落重試験の結果から、無延性遷移温度ＴＮＤＴを求めた。
【００６８】
さらに、溶接性の評価試験として、ＪＩＳ  Ｚ３１５８に準拠してｙ形溶接割れ試験を実施した。溶接条件としては、温度３０℃、相対湿度８０％の雰囲気中で、被覆アーク溶接棒（ＬＢ−６２ＵＬ）を用いて溶接を行った。試験片は、全厚にて採取し溶接線が圧延方向に直角な方向になるように溶接を実施した。予熱温度３０℃でのルート割れの発生有無を評価し、３０℃で割れが見られた鋼板においては、割れ阻止温度（ルート割れ率が０％になる最低の予熱温度）を測定した。
【００６９】
表３に試験結果を示す。本発明範囲内の成分および製造条件で製造された鋼板では、ＰＷＨＴ後での引張強度が５８０ＭＰａを超え、かつ優れた落重特性の指標であるＴＮＤＴ＜−２５℃を満足する良好な低温靭性を有している。また、ｙ形割れ試験の結果も、割れ停止温度が３０℃以下であり、優れた溶接性を有していることが確認された。
【００７０】
【表１】
0005439973.tif 000002
【００７１】
【表２】
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【００７２】
【表３】
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