(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．８％、
Ｍｎ：０．４５〜１．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ｃｕ：０．０５〜０．６％、
Ｎｉ：０．２〜１．５％、
Ｃｒ：０．８〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜０．８％、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００５％以下であり、
Ｃｕ＋Ｎｉ≧０．５５％、１≦Ｃａ／Ｓ≦１０の関係を満足し、
Ｂ：０．０００３％以下、Ｔｉ：０．００５％以下に制限し、
ＸＢ値が、
ＸＢ＝１００００Ｂ−７７００×（Ｎ−０．２９２Ｔｉ）＜０で、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
降伏応力（ＹＳ）が３５０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が５００ＭＰａ以上、３５０℃での高温ＴＳが４２０ＭＰａ以上であることを特徴とする、耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板。
各式において、元素記号は含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
【請求項２】
鋼組成が、更に、式（１）を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板。
０．６＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］  ・・・（１）
ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）。
【請求項３】
鋼組成に、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板。
【請求項４】
鋼組成に、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００３〜０．０５％、および／または、原子番号が５７〜７１の希土類元素（ＲＥＭ）の１種類以上を合計０．００１〜０．３％、を含有することを特徴とする、請求項１乃至３の何れか一つに記載の耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板。
【請求項５】
鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．８％、
Ｍｎ：０．４５〜１．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ｃｕ：０．０５〜０．６％、
Ｎｉ：０．２〜１．５％、
Ｃｒ：０．８〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜０．８％、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００５％以下であり、
Ｃｕ＋Ｎｉ≧０．５５％、１≦Ｃａ／Ｓ≦１０の関係を満足し、
Ｂ：０．０００３％以下、Ｔｉ：０．００５％以下に制限し、
ＸＢ値が、
ＸＢ＝１００００Ｂ−７７００×（Ｎ−０．２９２Ｔｉ）＜０で、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を熱間圧延により鋼板としたのち、８８０℃以上の温度に再加熱し、ついで１℃／ｓ以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却したのち、６００℃以上の温度で焼戻し処理を施すことを特徴とする、耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法。
各式において、元素記号は含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
【請求項６】
鋼組成が、更に、式（１）を満たすことを特徴とする、請求項５に記載の耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法。
０．６＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］  ・・・（１）
ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）。
【請求項７】
鋼組成が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下を含有することを特徴とする、請求項５または６に記載の耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法。
【請求項８】
鋼組成が、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００３〜０．０５％、および／または、原子番号が５７〜７１の希土類元素（ＲＥＭ）の１種類以上を合計０．００１〜０．３％、を含有することを特徴とする、請求項５乃至７の何れか一つに記載の耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、発電、石油化学あるいは石油精製プラントなどにおける、中・高温の蒸気環境や水素環境などで使用される、強度・靭性に優れ、かつ、溶接時の低温割れ性とその後の溶接後熱処理（以下、ＰＷＨＴ（Ｐｏｓｔ  Ｗｅｌｄ  Ｈｅａｔ  Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）とも称する）中に生じる再熱割れに対する耐再熱割れ性に優れた中・高温用のＣｒ−Ｍｏ鋼板およびその製造方法に関し、特に板厚が１０ｍｍ以上の厚鋼板で、圧力容器用として好適なものに関する。なお、本発明において、Ｃｒ−Ｍｏ鋼とは、ＣｒおよびＭｏを含有する鋼を指すものとする。
【背景技術】
【０００２】
発電、石油化学あるいは石油精製プラントなどで用いられる１  １／４Ｃｒ−１／２Ｍｏ鋼や１Ｃｒ−１／２Ｍｏ鋼などの中・高温用のＣｒ−Ｍｏ鋼板は、中・高温での強度や耐水蒸気酸化特性、耐エロージョン・コロージョン性などに優れるが、溶接部で発生する低温割れとその後のＰＷＨＴ中に生じる再熱割れに対して比較的感受性が高いため、溶接時の厳格な予熱管理（通常、２００℃〜２５０℃程度）および再熱割れ防止対策が不可欠で、施工時の負荷が大きい。そのため、施工時の負荷軽減のため、予熱温度の低減や耐再熱割れ性の向上が求められている。
【０００３】
特許文献１には、厚肉材において、Ｔｉ、Ｂを添加し、Ｎ含有量を制限し、焼入れ性向上とＣｕやＮｉ等の添加により強度・靭性を確保することにより、Ｃの低減を可能にし、溶接時の耐低温割れ性を改善する方法が提案されている。
【０００４】
また、１  １／４Ｃｒ−１／２Ｍｏ鋼および１Ｃｒ−１／２Ｍｏ鋼は、例えば非特許文献１に示されているように、再熱割れ感受性が高いことが知られている。特許文献２、３、４には、特許文献１と同様、Ｔｉ、Ｂの添加およびＣｕ、Ｎｉの添加、さらにはＶ添加によりＣを低減した成分において、極低Ａｌ化により耐再熱割れ性を改善する技術が開示されている。
【０００５】
特許文献５には、特許文献１と同様、Ｔｉ、Ｂの添加およびＣｕ、Ｎｉの添加によりＣを低減した成分において、Ｃａ添加による固溶Ｓの固定、Ｃｕ、Ｎｉ添加量の制限により耐再熱割れ性を改善する技術が開示されている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１の技術は、厚肉材の製造に関するものであり、耐再熱割れ性に対する改善は図られていない。特許文献２〜５は、特許文献１に対し、耐再熱割れ性の改善を図る技術であるが、特許文献２〜５に示された極低Ａｌ化による改善技術は、一般に、耐再熱割れ性を低下させる元素であるＳの低減との両立が困難であることや、脱酸元素のＡｌを低減することにより酸素レベルが高くなることによる鋼の清浄性の低下や靭性の低下が問題となるなど、製鋼段階での負荷が高く、結果としてコストアップに繋がる。
【０００７】
さらに、特許文献２〜５に開示された鋼は、いずれもＢ添加の成分組成であるが、Ｂの耐再熱割れ性への影響については述べられておらず、その評価方法もＪＩＳ  Ｚ  ３１５８のｙ型溶接割れ試験片を用いた再熱割れ試験である。
【０００８】
当該再熱割れ試験は拘束ビードのパス数によって試験ビードへの負荷応力を調整するもので、付与できるパス数には上限があるため、耐再熱割れ性をより改善することを目的とした場合、より厳しい試験方法を適用することが必要となる。
【０００９】
そこで、本発明は、従来のｙ型溶接割れ試験片を用いた評価では、耐再熱割れ性に優劣がつかない場合にも、優劣を付けることが可能な、さらに厳密な方法で評価した場合でも優れた耐再熱割れ性が得られる耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
発明者等は、Ｃｒ−Ｍｏ鋼の強度・靭性および溶接時の耐低温割れ性を確保しつつ、耐再熱割れ性を改善することを目的とし、鋭意、検討を重ね、得られた知見より以下の成分設計指針を得た。
（１）Ｃ量を低くすることで、溶接時の耐低温割れ性を改善する。
（２）Ｂは耐再熱割れ性を低下させるため、無添加とする。混入Ｂも０．０００３％以下に制限する。
（３）Ｔｉは酸化物などの介在物を形成し、特に粒界上に存在した場合は、それが割れの起点となり、耐再熱割れ性を低下させるため、無添加とする。混入Ｔｉも０．００５％以下に制限する。
（４）母材の強度・靭性を確保するために、ＣｕとＮｉを適量添加する。Ｎｉは耐再熱割れ性を低下させることなく強度上昇に寄与するため、０．５％超えで、かつ、Ｃｕ＋Ｎｉ≧０．５５％とする。
（５）焼入れまたは焼ならし時の冷却速度を１℃／ｓ以上とすることにより、強度・靭性を確保する。
（６）酸素レベルを低く抑えることにより、ＨＡＺでの介在物の生成を制御する。
（７）Ｓを低く抑えると共に、Ｃａ添加により固溶ＳをＣａＳとして固定することにより耐再熱割れ性を改善する。
【００１１】
なお、これらの成分設計指針を得るための検討においては、耐再熱割れ性を評価する試験方法として、シリンダー型試験片（非特許文献２による）を用いる方法で行った。溶接部の任意の位置での評価が可能である。上記鋼板で溶接継手を作製し、溶接部から試験片を採取し、ＰＷＨＴに相当する熱処理を施し、断面のマクロ観察により割れの有無を調査した。割れがないものを合格とした。従来のｙ型溶接割れ試験片を用いた評価では、耐再熱割れ性に優劣がつかない場合にも、このシリンダー型試験片を用いる方法であれば、耐再熱割れ性の評価が可能である。
【００１２】
本発明は、これらの成分設計指針を元に完成されたものであり、その構成は次の通りである。
１．  鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．８％、
Ｍｎ：０．４５〜１．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ｃｕ：０．０５〜０．６％、
Ｎｉ：０．２〜１．５％、
Ｃｒ：０．８〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜０．８％、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００５％以下であり、
Ｃｕ＋Ｎｉ≧０．５５％、１≦Ｃａ／Ｓ≦１０の関係を満足し、
Ｂ：０．０００３％以下、Ｔｉ：０．００５％以下に制限し、
ＸＢ値が、
ＸＢ＝１００００Ｂ−７７００×（Ｎ−０．２９２Ｔｉ）＜０で、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板。
各式において、元素記号は含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
２．鋼組成が、更に、式（１）を満たすことを特徴とする、１に記載の耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板。
０．６＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］  ・・・（１）
ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）。
３．鋼組成に、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下を含有することを特徴とする、１または２に記載の耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板。
４．鋼組成に、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００３〜０．０５％、および／または、原子番号が５７〜７１の希土類元素（ＲＥＭ）の１種類以上を合計０．００１〜０．３％、を含有することを特徴とする、１乃至３の何れか一つに記載の耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板。
５．鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．８％、
Ｍｎ：０．４５〜１．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ｃｕ：０．０５〜０．６％、
Ｎｉ：０．２〜１．５％、
Ｃｒ：０．８〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜０．８％、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００５％以下であり、
Ｃｕ＋Ｎｉ≧０．５５％、１≦Ｃａ／Ｓ≦１０の関係を満足し、
Ｂ：０．０００３％以下、Ｔｉ：０．００５％以下に制限し、
ＸＢ値が、
ＸＢ＝１００００Ｂ−７７００×（Ｎ−０．２９２Ｔｉ）＜０で、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を熱間圧延により鋼板としたのち、８８０℃以上の温度に再加熱し、ついで１℃／ｓ以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却したのち、６００℃以上の温度で焼戻し処理を施すことを特徴とする、耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法。
各式において、元素記号は含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
６．鋼組成が、更に、式（１）を満たすことを特徴とする、５に記載の耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法。
０．６＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］  ・・・（１）
ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）。
７．鋼組成が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下を含有することを特徴とする、５または６に記載の耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法。
８．鋼組成が、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００３〜０．０５％、および／または、原子番号が５７〜７１の希土類元素（ＲＥＭ）の１種類以上を合計０．００１〜０．３％、を含有することを特徴とする、５乃至７の何れか一つに記載の耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、発電、石油化学あるいは石油精製プラントなどに用いて好適な耐再熱割れ性と強度、靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ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。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】（ａ）〜（ｃ）は再熱割れ試験用シリンダー型試験片の作成方法を説明する図で、（ｄ）は再熱割れ試験用シリンダー型試験片のノッチ部の形状を説明する図。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
成分組成の限定理由について説明する。説明において％は質量％とする。
Ｃ：Ｃは強度確保の点から０．０３％以上必要であるが、増加に伴い溶接低温割れ性は低下するため、０．１２％以下とし、０．１０％以下であることが好ましい。
【００１６】
Ｓｉ：Ｓｉは強度確保および耐酸化性の向上に有効であるが、同時に、靭性の低下および焼戻し脆化感受性の増大を引き起こすため、０．０１〜０．８％とする。好ましくは、０．３〜０．８％であり、さらに好ましくは０．３〜０．７％である。
【００１７】
Ｍｎ：Ｍｎは強度・靭性を上昇させるのに有効であるが、同時に焼戻し脆化感受性を高めるため、０．４５〜１．０％とする。
【００１８】
Ｐ、Ｓ：Ｐは焼戻し脆化を助長し、靭性を損なうとともに、再熱割れ感受性を高めるため、０．０１５％以下に制限する。Ｓは再熱割れ感受性を高めるため、０．００３％以下に制限する。
【００１９】
Ｃｕ：Ｃｕは焼入性を増大させ、また、固溶元素として強度を高めるので、０．０５％以上添加するが、過剰に添加すると再熱割れ感受性を高め、また、クリープ強度や熱間加工性を低下させるため０．６％以下とする。
【００２０】
Ｎｉ：Ｎｉは焼入性を向上させると共に、靭性を改善するのに有効であるので０．２％以上を添加するが、過剰に添加すると再熱割れ感受性を高めるので１．５％以下とし、好ましくは、０．５％超え１．２％以下である。
【００２１】
Ｃｕ＋Ｎｉ：さらに、本発明においては、低Ｃ化された成分で強度・靭性を確保するためＣｕとＮｉの合計量を０．５５％以上とする。
【００２２】
Ｃｒ：Ｃｒは中・高温用鋼にとって重要な性能である高温強度、耐水素アタック性、耐酸化性に対して有効であり、０．８％以上含有させることが必要であるが、コストの観点から１．５％以下とする。
【００２３】
Ｍｏ：Ｍｏは安定的に炭化物を生成させ、Ｃｒと同様に高温強度、クリープ強度、耐水素アタック性に対して有効であるが、過度の添加は溶接性を害し、経済性を損なうため、０．３〜０．８％とする。
【００２４】
Ｓｏｌ．Ａｌ：Ｓｏｌ．Ａｌ（Ｓｏｌｕｂｌｅ  Ａｌの略）を低く抑えることにより、耐再熱割れ性を改善することができるが、０．００５％未満にするためには製鋼での負荷が大きく、また、酸素レベルの上昇を引き起こす。そして、後述するＣａによる耐再熱割れ性を改善する効果を小さくしてしまうため、Ｓｏｌ．Ａｌ量を０．００５〜０．０４０％とする。
【００２５】
Ｃａ：Ｃａは硫化物生成元素であり、鋼中の固溶Ｓを固定し耐再熱割れ性を改善する。しかし、０．００５％を超えて過度に添加しても耐再熱割れ性の改善効果は飽和し、靭性や溶接性を低下させるようになるため、０．０００５〜０．００５％とする。
【００２６】
Ｃａ／Ｓ：Ｃａによる耐再熱割れ性の改善効果が発揮されるのは、ＣａとＳの比Ｃａ／Ｓが、１〜１０のときであるので、本発明においては、ＣａとＳの比Ｃａ／Ｓを１〜１０の範囲に限定する。
【００２７】
Ｎ、Ｏ：Ｎが過剰の場合、溶接性を低下させるため、０．００５％以下に制限する。
Ｏ（酸素）は、酸化物系介在物の生成による延性や靭性、溶接性の低下を防止し、Ｃａ添加の効果を最大限に引き出すため、０．００５％以下に限定する。好ましくは、０．００３％以下である
以上が基本成分組成で、Ｓ量の上限値の制限およびＣａ／Ｓ値の適正範囲の制限との組み合わせにより、優れた耐再熱割れ性を有するが、ＡＣＲ値を下記（２）式を満足するように規定することで耐再熱割れ性はより向上する。
【００２８】
０．６＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］・・・（１）、式において［Ｃａ］、［Ｓ］、［Ｏ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
ＡＣＲ値（＝｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］）は、硫化物形態制御に有効なＣａとＳの原子濃度の比を示し、硫化物の形態を推定することができる。
【００２９】
ＡＣＲ値が０より大きい場合、高温でも溶解しないＣａＳが生成し、耐再熱割れ性を低下させる固溶Ｓ量が低減する。ＡＣＲ値が増加するに伴い、Ｃａによって固定されるＳ量が増加し、溶接部での固溶Ｓ量が減少し、耐再熱割れ性が向上する。
【００３０】
この効果はＡＣＲ値が０．６以上で顕著に現れるようになり、１以上でＳが完全にＣａによって固定され、ＭｎＳが析出しなくなる。従って、本発明ではＡＣＲ値は０．６以上、より好ましくは０．８以上、更に好ましくは１以上とする。なお、ＡＣＲ値が０以下の場合、ＣａＳが晶出せず、Ｓは、ＭｎＳ単独の形態で析出する。ＭｎＳは溶接熱影響部で再溶融し、再熱割れ感受性を高める固溶Ｓ量が増加する。
【００３１】
本発明鋼において残部はＦｅおよび不可避的不純物とするが、不可避的不純物としての鋼中のＢ，Ｔｉの含有量の上限を規定する。
【００３２】
Ｂ：Ｂは耐再熱割れ性を低下させる元素であるため無添加とする。不純物として混入する場合でも、Ｂを０．０００３％以下とすることが好ましく、０．０００２％以下とすることがさらに好ましい。
【００３３】
Ｔｉ：Ｂ無添加鋼では焼入性向上の目的で固溶Ｂを確保する必要がなく、Ｎの固定のためにしばしば添加されるＴｉは本発明では無添加とする。さらに、Ｔｉは酸化物などの介在物を形成し、特に粒界上に存在した場合は、それが割れの起点となり、耐再熱割れ性を低下させるため、この観点からもＴｉは無添加とし、不純物として混入する場合でも、Ｔｉを０．００５％以下に制限する。
【００３４】
ＸＢ（＝１００００Ｂ−７７００×（Ｎ−０．２９２Ｔｉ））：ＸＢ値が０未満の場合、不純物として混入した微量のＢが存在してもそれは固溶Ｂとして存在し得ないことを表す。すなわち、ＸＢが０未満であれば、固溶Ｂが存在しないので、Ｂ起因の耐再熱割れ性低下を回避することができる。式において各元素は含有量（質量％）とする。
【００３５】
その他、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂなどの不純物元素は焼戻し脆化を引き起こし、粒界強度を低下させ、耐再熱割れ性を低下させるため、混入する場合もその含有量を、それぞれ、０．００５％以下と低くすることが好ましい。
【００３６】
本発明では、特性を向上させる場合、更にＮｂ、Ｍｇ、および／または、原子番号が５７〜７１の希土類元素（ＲＥＭ）の１種類以上、を添加することが可能である。
【００３７】
Ｎｂ：Ｎｂは固溶元素としてあるいは析出物として強度を高める。この効果は、０．００５％以上のＮｂを含有することにより発揮されるが、過剰な添加は強度上昇に寄与せず、溶接性や耐再熱割れ性を低下させるため、含有させる場合は、０．０５％以下とすることが好ましい。
【００３８】
Ｍｇ、原子番号が５７〜７１の希土類元素（ＲＥＭ）：ＭｇおよびＲＥＭはともに硫化物生成元素であり、耐再熱割れ性を改善する効果を有するが、過剰に添加した場合は、靭性や耐水素浸食性、溶接性を低下させる。そのため、含有させる場合には、０．０００３〜０．０５％のＭｇ、および／または、原子番号が５７〜７１の希土類元素（ＲＥＭ）の１種類以上を合計０．００１％〜０．３％、を含有させることが好ましい。
【００３９】
次に、製造条件について説明する。圧力容器用Ｃｒ−Ｍｏ鋼で圧力容器など鋼構造物を製造する場合、熱間圧延後及び／あるいは熱間加工し、焼きならしまたは焼入れ後、焼戻しを行った後、溶接されて鋼構造物に製造された後、鋼構造物としてＰＷＨＴが施される。
【００４０】
上記した組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。また、連続鋳造法によるスラブの鋼片加熱炉への装入は熱片、温片、冷片のいずれも用いることができる。
【００４１】
熱間圧延条件については特に制限はなく、常法に従って行えばよい。
【００４２】
本発明鋼は、熱間圧延により製造された鋼板、あるいは、さらに熱間加工を施した鋼板に対して、通常の焼入れ−焼戻し処理、または、焼ならし−焼戻し処理によって製造させるが、焼入れまたは焼ならしの加熱温度は８８０℃以上とし、平均で１℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却する。
【００４３】
加熱温度が８８０℃未満の場合、オーステナイト化が不十分であるため、焼入れ−焼戻し処理後、あるいは、焼ならし−焼戻し処理後の強度と靭性が低下する。
【００４４】
焼入れまたは焼ならし後の冷却速度が１℃／ｓ未満の場合、十分な焼入性が得られず、強度と靭性が低下する。また、冷却を３００℃より高い温度で停止すると、変態が不十分となり、強度と靭性が低下する。焼ならしの場合には、１００℃以下の温度まで空冷すればよい。
【００４５】
焼戻しは、組織を安定化させ靭性と高温強度の確保する目的で行うが、６００℃未満の温度での焼戻しではその効果が不十分であるため、焼戻し温度は６００℃以上とする。
【００４６】
なお、上記した鋼板の温度は板厚方向平均温度とする。鋼板の板厚方向平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより算出できる。また、冷却速度は前記板厚方向平均温度をもとに計算される値とする。
【実施例】
【００４７】
表１に示す化学成分の供試鋼を、種々の条件で、焼入れ−焼戻し、または焼ならし−焼戻しの後、ＰＷＨＴを施した。ＰＷＨＴの焼戻しパラメータ（Ｔ．Ｐ．）は、２０．１×１０３とした。ここで、Ｔ．Ｐ．＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）で、Ｔ：ＰＷＨＴ温度（Ｋ）、ｔ：ＰＷＨＴ時間（ｈ）とする。
【００４８】
なお、鋼ＢのＲＥＭとしては、市販のミッシュメタル（Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄを主として含む混合物）を使用した。
【００４９】
母材特性は、直径６ｍｍの丸棒引張試験およびＪＩＳ  Ｖノッチシャルピー衝撃試験により、強度と靭性を評価した。試験片の採取位置は板厚の１／４ｔ位置、試験片の採取方向は圧延方向と垂直方向とした。常温での降伏応力（ＹＳ）が３５０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が５００ＭＰａ以上、３５０℃での高温ＴＳが４２０ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験での破面遷移温度（ｖＴｓ）が−２０℃以下を合格とした。
【００５０】
低温割れ性の評価は、ＪＩＳ  Ｚ３１５８に規定するｙ形溶接割れ試験を予熱１５０℃で実施し、低温割れが発生しないものを合格とした。なお、板厚４０ｍｍ以上を試験対象とし、試験片は減厚により３５ｍｍとした。板厚４０ｍｍ未満の場合は、同じ成分で板厚４０ｍｍ以上の厚肉材を減厚により３５ｍｍとして評価した（表２Ｎｏ．７）。
【００５１】
耐再熱割れ性の評価は、シリンダー型試験片（非特許文献２による）を用いる方法で行った。まず、上述の鋼板で溶接継手を作製し、溶接部からシリンダー型試験片を図１（ａ）〜（ｄ）に示す要領で採取・作製した。
（ａ）試験対象の鋼（鋼板など）から、外径：１０ｍｍ、内径：５ｍｍ、長さ：２０ｍｍの円筒状の部材１を採取する。
（ｂ）（ａ）で採取された円筒状の部材の外周部において、長手方向全長にわたり、（ｄ）に示す形状（幅：０．４ｍｍ、深さ：０．５ｍｍ、先端部の曲率半径：０．２ｍｍ）のノッチ２を形成する。採取された円筒状の部材１の外周部において、ノッチ２と対向する位置に、長手方向全長にわたり、幅：１．５ｍｍの間隙３を形成する。
（ｃ）外圧によって間隙を密着させて溶接して固定する。
このようにして作製したシリンダー型試験片を、昇温速度１００℃／ｈで６９０℃まで加熱後４時間保持し、その後空冷し、断面のマクロ観察により割れの有無を調査し、割れがないものを合格とした。
【００５２】
表２に供試鋼板の製造条件と試験結果を示す。鋼Ａ〜Ｆ、Ｒは本発明範囲内の成分であり、鋼Ｇ〜Ｑ，Ｓは成分またはＡＣＲ値のいずれかが本発明範囲外である。実施例Ｎｏ．１、２、５〜１１、２３は、本発明範囲を満たす成分および製造条件であり、目標特性を全て満足する開発鋼である。
【００５３】
一方、実施例Ｎｏ．３は、焼入温度が本発明範囲より低いため、焼入性が不十分となり、常温強度および靭性が目標を満足しない。実施例Ｎｏ．４は、焼ならし時の冷却速度が遅いため、焼入性が不十分となり、常温強度および高温強度が目標を満足しない。実施例Ｎｏ．１２は、Ｃ成分が本発明範囲より高いため、低温割れ特性が目標を満足しない。
【００５４】
実施例Ｎｏ．１３、１９、２１、２２は、それぞれ、Ｃ、Ｃｕ＋Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏが本発明範囲よりも低く強度が目標を満足しない。実施例Ｎｏ．１４〜１８は、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａのいずれかが本発明範囲外のため、再熱割れ試験において再熱割れが発生する。実施例Ｎｏ．２０は、Ｃｕが本発明範囲外のため、再熱割れ試験において再熱割れが発生する。実施例Ｎｏ．２４は、ＡＣＲ値が本発明範囲外のため、再熱割れ試験において再熱割れが発生する。
【００５５】
【表１】
0006020017.tif 000002
【００５６】
【表２】
0006020017.tif 000003
【先行技術文献】
【特許文献】
【００５７】
【特許文献１】特公昭６２−５０５４７号公報
【特許文献２】特開平２−６１０３５号公報
【特許文献３】特開平４−１８３８４２号公報
【特許文献４】特開平５−１３５１号公報
【特許文献５】特開平８−１４４０１０号公報
【非特許文献】
【００５８】
【非特許文献１】玉置ら：溶接学会誌，第５８巻，第１号（１９８９）ｐ．５８
【非特許文献２】内木、岡林：溶接学会誌，ｖｏｌ．３９，Ｎｏ．１０  （１９７０），ｐ．６１
【図１】
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