(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．００３〜０．０２０％、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、下式の値（Ｙ値）として１．００〜１．５０を満足し、焼入れ性指数（ＤＩ値）：４０〜１００、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の連続鋳造スラブを、表面手入れを行うことなく、１０００〜１２５０℃に再加熱し、９００℃以下での累積圧下率：５０％以上、圧延仕上温度：９００℃未満の熱間圧延を行って板厚８０ｍｍ以下とし、引き続き、平均冷却速度３℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度まで加速冷却を行った後、６００〜７５０℃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ＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法。
Ｐｃｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（各元素記号は含有量（質量％）とする。）
Ｙ＝Ｃｒ＋２Ｍｏ＋１０Ｖ（但し、各元素記号は含有量（質量％）とする。）
焼入れ性指数（ＤＩ）＝８√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１Ｍｎ）×（１＋０．２７Ｃｕ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋３．１４Ｍｏ）、（但し、各元素記号は含有量（質量％）とする。）
【請求項２】
更に、成分組成が質量％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ＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項３】
更に、成分組成において不可避的不純物とされるＮｂとＢが、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｂ：０．０００３％以下であることを特徴とする、請求項１または２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ＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型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ＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法に関する。なお、本発明は、板厚６ｍｍ〜８０ｍｍの鋼板の製造方法を対象とする。
【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】
原子力発電所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質量％で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、原子力発電所の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、従来の条件に比べて、高温かつ長時間の非常に厳しい条件のＰＷＨＴを実施することが多くなっている。
【０００６】
このようなＰＷＨＴにより強度が低下し、その抑制には、焼戻し軟化を抑制する合金元素の添加が有効であるものの、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が提案されており（たとえば特許文献１）、ΔＧの場合、ΔＧ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋８．１Ｖ−２（但し、各元素記号は含有量（質量％））が負となるように成分設計される。
【０００８】
特許文献２は、耐応力除去焼鈍特性と溶接性に優れた高強度鋼板に関し、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３は、溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法に関し、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厚鋼板が提案されている。
【００１０】
また、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、材料の耐脆性破壊特性に関する指標である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】
特許文献４は、落重特性に優れた原子炉圧力容器用鋼に関し、成分組成において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】特開昭６１−１２６９７８号公報
【特許文献２】特開２００８−１５０６５６号公報
【特許文献３】特開２００１−６４７２４号公報
【特許文献４】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２記載の鋼板はＰＷＨＴ後の強度レベルが引張強さ５８０ＭＰａ以下であり、ＰＷＨＴ後においても５８０ＭＰａ超級の引張強さが得られるものではない。
【００１４】
特許文献３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４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。
【００１５】
また、従来技術は、熱間圧延により得られた鋼板を再加熱してから焼き入れする技術が大半であり、これよりも製造時間の面で有利な直接焼入れ法や圧延に引き続いて加速冷却を行う方法を活用した製造方法の開発が望まれている。ここで、特許文献２には鋼板を圧延後に所定の冷却速度にて加速冷却する技術が記載されているが、前述のとおり、本発明で目標とされる５８０ＭＰａ超級の引張強さを達成できていないため、新たな製造技術の開発が望まれていた。
【００１６】
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ＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法を提供する。ここで、ＴＭＣＰは、ｔｈｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  ｃｏｎｔｒｏｌ  ｐｒｏｃｅｓｓ（加工熱処理、熱加工制御）の略称である。本発明において、ＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板とは、ＴＭＣＰの二大要素技術である制御圧延技術と制御冷却（加速冷却技術）とを活用して製造される鋼板、たとえば、制御圧延された鋼板をそのまま加速冷却して得られる鋼板を、その後、焼き戻して製造される高強度厚鋼板を指すものとする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
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％以下とすることが有効である。
２．Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ含有量を、パラメータ式：Ｃｒ＋２Ｍｏ＋１０Ｖ（但し、各元素記号は含有量（質量％））で規定される値が１．００〜１．５０となるように調整した鋼にＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒを施すと、高温・長時間のＰＷＨＴ後にもＴＳ５８０ＭＰａ超えの強度が確保されるとともに、連続鋳造スラブ製造時のＶ炭窒化物の析出によるスラブ割れも低減でき、生産性を向上させることが可能である。
３．圧延条件の調整による、オーステナイトの微細化および加工歪導入により、圧延に引き続いて実施される加速冷却時に変態生成するベイナイトまたはマルテンサイトのパケットやブロックサイズを微細化すると、ＰＷＨＴ後で優れた落重特性を確保することが可能である。
【００１８】
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。
【００１９】
１．成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．００３〜０．０２０％、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、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の連続鋳造スラブを、表面手入れを行うことなく、１０００〜１２５０℃に再加熱し、９００℃以下での累積圧下率：５０％以上、圧延仕上温度：９００℃未満の熱間圧延を行って板厚８０ｍｍ以下とし、引き続き、平均冷却速度３℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度まで加速冷却を行った後、６００〜７５０℃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ＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法。
Ｐｃｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（各元素記号は含有量（質量％）とする。）
焼入れ性指数（ＤＩ）＝８√Ｃ×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１Ｍｎ）×（１＋０．２７Ｃｕ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋３．１４Ｍｏ）、（但し、各元素記号は含有量（質量％）とする。）
２．更に、成分組成が下式の値（Ｙ値）として１．００〜１．５０を満足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ＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法。
Ｙ＝Ｃｒ＋２Ｍｏ＋１０Ｖ
但し、各元素記号は含有量（質量％）とする。
３．更に、成分組成が質量％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または２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ＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法。
４．更に、成分組成において不可避的不純物とされるＮｂとＢが、質量％で、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｂ：０．０００３％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ＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
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において優れた溶接性を兼ね備える、ＴＳ：５８０ＭＰａ超級のＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造することができ、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
［成分組成］説明において％は質量％とする。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。
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以上の強度を確保するため０．０４％以上を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、０．０４〜０．０８％とする。なお、好ましくは、０．０４〜０．０７％である。
【００２２】
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、０．０５〜０．６％とする。なお、好ましくは０．１〜０．５％である。
【００２３】
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、１．２〜２．０％とする。なお、好ましくは、１．２〜１．８％である。
【００２４】
Ｐ：０．００３〜０．０２０％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は極力低いことが望ましい。しかし、後述する熱間圧延−加速冷却プロセスでは、調質熱処理材と比べてミクロ組織を微細化することができるので、０．０２０％を上限として含有することが可能である。一方、０．００３％未満とするためには、溶製時のスラグ改質処理や原料の厳選、脱Ｐ処理時間の増加など、製造コストの面で多くの課題があるので下限を０．００３％とする。なお、好ましくは、０．００５〜０．０１５％である。
【００２５】
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、好ましくは、０．００２％以下である。
【００２６】
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、脱酸元素として有用な元素であり、かつ、加速冷却時に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、０．０１〜０．０５％とする。なお、好ましくは、０．０１５〜０．０４％である。
【００２７】
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、０．０１〜０．５０％とする。なお、好ましくは、０．０１〜０．４０％以下である。
【００２８】
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、０．０５〜０．６０％とする。なお、好ましくは、０．１０〜０．５０％である。
【００２９】
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、０．０１〜０．５０％とする。なお、好ましくは、０．１０〜０．５０％である。
【００３０】
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、高価な元素のため鋼材コストの上昇を招くため、０．０５〜０．４０％とする。なお、好ましくは、０．１０〜０．３０％である。
【００３１】
Ｖ：０．０１〜０．１％
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、０．０１〜０．１％とする。なお、好ましい含有量は、０．０１〜０．０７％である。
【００３２】
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、熱間圧延時や加速冷却時に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。その効果を得るためには、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、０．００１０〜０．００４０％とする。
【００３３】
Ｐｃｍ：０．２２％以下
Ｐｃｍは溶接割れ感受性組成で、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂとする（各元素記号は含有量（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％以下とするために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。
【００３４】
焼入れ性指数（ＤＩ）：４０〜１００
板厚８０ｍｍ程度まで所望の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、合金元素添加量が増加し、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）、（但し、各元素記号は含有量（質量％））とする。
【００３５】
Ｙ値：１．００〜１．５０
Ｙ値はパラメータ式：Ｃｒ＋２Ｍｏ＋１０Ｖ、各元素記号は含有量（質量％）の値で、焼戻し時の焼戻し軟化抵抗の度合いを示す指標である。Ｙ値が１．００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。
【００３６】
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。
【００３７】
また、Ｙ値が１．５０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１．００〜１．５０とする。
【００３８】
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含有することが可能である。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
なお、不可避的不純物である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。
【００４２】
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ようにすることが好ましい。不可避的不純物として含有する場合でも、その量は０．００３％以下に制限することが好ましい。
【００４３】
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、微量の含有でも、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よう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。
［製造条件］
本発明において規定される鋼の温度条件は、鋼片あるいは鋼板の板厚方向平均温度を指すものとする。
【００４４】
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。
【００４５】
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。
【００４６】
さらに、スラブの表面手入れが不要になると、ホットチャージ（連続鋳造後の高温の状態のスラブをそのまま圧延する、あるいは、数百℃の温度から再加熱して圧延すること）にて厚板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。
[スラブ加熱温度]
このようにして得られた素材（スラブ）について、１０００〜１２５０℃に再加熱後、熱間圧延を行うが、再加熱温度が１０００℃未満では溶体化が不十分で強度が低下し、一方、１２５０℃を超えての加熱は靭性（落重特性）の低下を招くことから、再加熱温度は１０００〜１２５０℃とした。なお、上述のホットチャージを適用する場合のうち、数百℃の温度から再加熱して圧延する場合の再加熱温度も、上記の条件に従えばよい。また、連続鋳造後の高温の状態のスラブをそのまま圧延する場合には、再加熱に関する当該条件は無視してかまわない。
[熱間圧延条件]
次に、熱間圧延において板厚８０ｍｍ以下の厚鋼板とする場合の圧延条件について述べる。９００℃以下での累積圧下率を５０％以上、圧延仕上温度を９００℃未満とする。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°以上の大傾角粒界で囲まれたパケットの平均粒径を１５μｍ以下にするために必須の条件であり、落重特性を飛躍的に向上させるために必要である。なお、後述の冷却開始温度がＡｒ３温度以上であることが好ましいので、これに対応して、圧延仕上温度もＡｒ３温度以上であることが好ましい。
[冷却条件]
圧延後、鋼板は、平均冷却速度３℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度まで、圧延に引き続いて加速冷却を行う必要がある。冷却速度が３℃／ｓ未満では、ベイナイトおよび／またはマルテンサイト変態が十分ではなく、フェライトが析出することで強度が低下する。
【００４７】
冷却停止温度が５００℃超えでは、ＭｏやＶ炭窒化物が加速冷却後の空冷過程で析出するため、ＰＷＨＴ後の焼もどし軟化抵抗を低下させる。そのため、冷却速度は３℃／ｓ以上、冷却停止温度は５００℃以下とした。
【００４８】
なお、冷却開始温度については特に規定しないが、Ａｒ３温度以上でかつ、圧延が終了して速やかに冷却を開始することが望ましい。圧延に引き続いて加速冷却された鋼板は、その後、６００〜７５０℃の温度域で焼戻し処理を行うことで強靱化の調整を行う。
【００４９】
焼もどし温度が６００℃未満では、ＰＷＨＴ後の材質変化が大きくなる。一方、７５０℃を超えての焼もどしは強度が低下し、ＴＳ５８０ＭＰａ超えが確保できない。好ましくは、６５０℃から７００℃である。
【００５０】
上述した成分組成と製造条件により、本発明鋼の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（パケット）の平均粒径が１５μｍ以下である。
【００５１】
加速冷却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と、焼戻し後、および高温長時間のＰＷＨＴ後で、ＴＳ：５８０ＭＰａ超えの強度が確保される。
【００５２】
焼戻しベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトにおいて、ＥＢＳＰにより測定した１５°以上の大傾角粒界で囲まれたパケットの平均粒径が小さいほど、結晶粒界への応力集中が低減され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。
【００５３】
その結果として、ＰＷＨＴによる粒界脆化を防止するための低Ｐ化を緩和することが可能となる。パケットの平均粒径を１５μｍ以下にすることで、Ｐ量が比較的に高い０．０２０％においても優れた落重特性（ＴＮＤＴ＜−２５℃）が得られる。一方、１５μｍを超えるとＰの低減が必要となる。ＴＮＤＴは、ＡＳＴＭ  Ｅ２０８−９５ａ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無延性遷移温度を意味する。
【００５４】
また、１５°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°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を算出することができる。
【００５５】
このようにして製造されたＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型厚鋼板には、溶接施工後に、少なくとも６００℃を超える温度で累積１０ｈｒ以上のＰＷＨＴが施される。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、通常ＰＷＨＴが複数回施される事が多く、累積１０ｈｒ以上とは、ＰＷＨＴを複数回に分けて行う場合の合計の時間が１０ｈｒ以上のことを意味する。
【００５６】
本発明鋼は、最高加熱温度が６００℃以上で、累積１０ｈｒ以上の高温、長時間ＰＷＨＴを実施した後に、ＴＳ：５８０ＭＰａ以上、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】
【００５７】
表１に示す化学組成の溶鋼を、連続鋳造し、３１０ｍｍ厚の連続鋳造スラブを製造し、圧延、冷却および焼もどし処理を行い、厚鋼板を製造した。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℃／ｈｒ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。
【００５８】
鋼板のミクロ組織は、ＰＷＨＴを実施した後の鋼板の板厚１／４部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方位差が１５度以上の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。
【００５９】
これらのＰＷＨＴを実施した後の鋼板の板厚の１／２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０．２％ＹＳ、引張強さＴＳを求めた。
【００６０】
再現ＨＡＺ靭性の評価は、ＰＷＨＴを実施前の鋼板の板厚１／４部付近から採取した、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。
【００６１】
また、落重試験は、ＡＳＴＭ  Ｅ２０８−９５ａに準拠して、鋼板の板厚１／４部からＰ−３試験片（厚さ１５．９ｍｍ、幅５１ｍｍ、長さ１２７ｍｍ）を採取し、実施した。その落重試験の結果から、無延性遷移温度ＴＮＤＴを求めた。
【００６２】
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。割れ阻止温度は、ルート割れ率が０％になる最低の予熱温度を持って決定した。
【００６３】
表２に連続鋳造材の割れ発生状況、手入れの有無、製造条件（熱間圧延条件、冷却条件、焼戻し条件およびＰＷＨＴ条件）、得られた鋼板のミクロ組織を、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超えを有し、かつ比較的Ｐ量が高いにもかかわらず落重特性は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。
【００６４】
【表１】
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【００６５】
【表２】
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【００６６】
【表３】
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