特表 2024-507922 高温設備用鋼板およびそのための製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2024-02-21

(54)【発明の名称】高温設備用鋼板およびそのための製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20240214BHJP

   C22C 38/54 20060101ALI20240214BHJP

   C21C 7/04 20060101ALI20240214BHJP

   C21C 7/06 20060101ALI20240214BHJP

   C21C 7/00 20060101ALI20240214BHJP

   C22C 38/28 20060101ALI20240214BHJP

   C21D 8/02 20060101ALN20240214BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301A

C22C38/54

C21C7/04 B

C21C7/04 L

C21C7/06

C21C7/00 H

C22C38/28

C21D8/02 B

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2023551267

(86)(22)【出願日】2022-02-24

(85)【翻訳文提出日】2023-08-23

(86)【国際出願番号】 CN2022077661

(87)【国際公開番号】W WO2022179560

(87)【国際公開日】2022-09-01

(31)【優先権主張番号】202110214798.X

(32)【優先日】2021-02-25

(33)【優先権主張国・地域又は機関】CN

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】514216801

【氏名又は名称】バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド

(74)【代理人】

【識別番号】100136629

【弁理士】

【氏名又は名称】鎌田 光宜

(74)【代理人】

【識別番号】100080791

【弁理士】

【氏名又は名称】高島 一

(74)【代理人】

【識別番号】100125070

【弁理士】

【氏名又は名称】土井 京子

(74)【代理人】

【識別番号】100121212

【弁理士】

【氏名又は名称】田村 弥栄子

(74)【代理人】

【識別番号】100174296

【弁理士】

【氏名又は名称】當麻 博文

(74)【代理人】

【識別番号】100137729

【弁理士】

【氏名又は名称】赤井 厚子

(74)【代理人】

【識別番号】100152308

【弁理士】

【氏名又は名称】中 正道

(74)【代理人】

【識別番号】100201558

【弁理士】

【氏名又は名称】亀井 恵二郎

(74)【代理人】

【識別番号】100170184

【弁理士】

【氏名又は名称】北脇 大

(72)【発明者】

【氏名】リウ、ズィリ

(72)【発明者】

【氏名】ジャン、ハンチェン

(72)【発明者】

【氏名】ディン、ジェンファ

【テーマコード（参考）】

4K013

4K032

【Ｆターム（参考）】

4K013AA09

4K013BA14

4K013EA19

4K013EA20

4K013EA24

4K013EA32

4K013EA36

4K032AA01

4K032AA02

4K032AA04

4K032AA05

4K032AA08

4K032AA12

4K032AA14

4K032AA16

4K032AA19

4K032AA20

4K032AA21

4K032AA22

4K032AA23

4K032AA26

4K032AA27

4K032AA29

4K032AA35

4K032AA36

4K032BA01

4K032CA02

4K032CA03

4K032CB02

4K032CC04

4K032CF03

(57)【要約】

高温設備用鋼板。当該鋼板は次の化学元素を有し、該化学元素は質量％で：０．０９％～０．１９％のＣ、０．２％～０．７％のＭｎ、０．００８％～０．０２％のＴｉ、１．８０％～３．２％のＣｒ、０．８０％～１．７０％のＭо、０．００５％～０．０１５％の酸溶性Ａｌ、０．０２０％～０．０５０％のＮｂ、０．１５％～０．５０％のＶ、０．０００５％～０．００５０％のＭｇであり、かつ、残りはＦｅおよび不可避な不純物である。高温設備用鋼板のための製造方法が、さらに開示される。当該方法は次のステップを有し、該ステップは：（１）溶鋼を製錬し、かつ、連続的に鋳造して鋳造ブランクを得るステップであり：製錬工程の最中、脱酸剤であるＭｎ、Ａｌ、ＴｉおよびＭｇ／Ｎｉ－Ｍｇ合金をシーケンシャルに添加し、かつ、脱酸を実行し、該脱酸は予備脱酸および最終脱酸を有し、まずＭｎ、ＡｌおよびＴｉが予備脱酸のためにシーケンシャルに添加され、予備脱酸された溶鋼の酸素ポテンシャルは０．００１５％～０．００８５％であり、かつ、その後でＭｇ／Ｎｉ－Ｍｇ合金が最終脱酸のためにそこへ添加され；（２）鋳造ブランクを圧延して、鋼板を得るステップであり；かつ、（３）鋼板に対して焼入および焼戻熱処理を実行するステップである。
【選択図】なし

【特許請求の範囲】

【請求項1】

高温設備用鋼板であって、当該高温設備用鋼板は次の化学元素を有し、該化学元素は質量％で：
０．０９％～０．１９％のＣ、０．２％～０．７％のＭｎ、０．００８％～０．０２％のＴｉ、１．８０％～３．２％のＣｒ、０．８０％～１．７０％のＭо、０．００５％～０．０１５％の酸溶性Ａｌ、０．０２０％～０．０５０％のＮｂ、０．１５％～０．５０％のＶ、０．０００５％～０．００５０％のＭｇであり、かつ、残りはＦｅおよび不可避な不純物である、
前記高温設備用鋼板。

【請求項2】

当該高温設備用鋼板が、当該鋼板内に分散したナノスケールのＭｇ含有介在物を有する、請求項１に記載の高温設備用鋼板。

【請求項3】

当該鋼板がさらに、次の化学元素のうちの少なくとも１つを有し、該化学元素は：０＜Ｃａ≦０．００５０％であり、０＜Ｎｉ≦０．６％であり、０＜Ｂ≦０．００１５％であり、かつ、０＜Ｃｕ≦０．５％である、請求項１または２に記載の高温設備用鋼板。

【請求項4】

前記の不可避な不純物のうち、Ｐ≦０．０１６％であり、Ｓ≦０．０１０％であり、Ｎ≦０．００４％であり、かつ、Ｏ≦０．００５％である、請求項１または２に記載の高温設備用鋼板。

【請求項5】

当該鋼板において８００ｎｍより小さいサイズを有するＭｇ含有介在物が、６×１０^６／ｍｍ^３より大きい嵩密度を有する、請求項１または２に記載の高温設備用鋼板。

【請求項6】

当該鋼板がさらに、ナノスケールのＭＣ析出相を有し、ＭはＮｂ、Ｖ、ＭｏおよびＣｒのうちの１つ以上を表し、かつ、前記ＭＣ析出相は、２００ｎｍより小さい平均粒子サイズを有する、請求項１または２に記載の高温設備用鋼板。

【請求項7】

当該鋼板において５００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出相が、３．０×１０^６／ｍｍ^３より大きい嵩密度を有する、請求項６に記載の高温設備用鋼板。

【請求項8】

当該鋼板におけるすべてのＭＣ析出相に対する１００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出相の割合が、５０％より大きい、請求項６に記載の高温設備用鋼板。

【請求項9】

当該鋼板が≧５ｍｍである厚さを有する、請求項１または２に記載の高温設備用鋼板。

【請求項10】

当該鋼板が≦－６０℃である焼戻脆化抵抗Ｔ_ｔｒを有する、請求項１または２に記載の高温設備用鋼板。

【請求項11】

請求項１～１０のいずれか一項に記載の高温設備用鋼板のための製造方法であって、当該製造方法は次のステップを有し、該ステップは：
（１）溶鋼を製錬し、かつ、連続的に鋳造して鋳造ブランクを得るステップであり：製錬の最中、脱酸剤であるＭｎ、Ａｌ、ＴｉおよびＭｇ／Ｎｉ－Ｍｇ合金を前記溶鋼の中へとシーケンシャルに添加し、かつ、前記溶鋼に対して脱酸を実行し、該脱酸は予備脱酸および最終脱酸を有し、かつ、まずＭｎ、ＡｌおよびＴｉが予備脱酸のためにシーケンシャルに添加され、かつ、その後で前記Ｍｇ／Ｎｉ－Ｍｇ合金が最終脱酸のために添加され、前記の予備脱酸された溶鋼の酸素ポテンシャルは０．００１５％～０．００８５％であり；
（２）前記鋳造ブランクを圧延して、鋼板を得るステップであり；かつ、
（３）前記鋼板に対して焼入および焼戻熱処理を実行するステップである、
前記製造方法。

【請求項12】

ステップ（２）において、前記鋳造ブランクが圧延のために１１２０～１２３０℃へと加熱され、最終圧延温度が９３０℃以上であり、かつ、累計減少が７０％より大きい、請求項１１に記載の製造方法。

【請求項13】

ステップ（３）において、焼入温度が８９０～９５０℃であり、焼入熱保存時間がＴ～２．５Ｔ分であり、かつ、熱保存完了後、前記鋼板が炉から排出されて、かつ、水冷によって室温へと冷却され、Ｔは単位がｍｍである前記鋼板の厚さを表す、請求項１１に記載の製造方法。

【請求項14】

ステップ（３）において、前記の焼き入れされた鋼板が、６９５～７４５℃である焼戻温度にて２．０Ｔ～３．５Ｔ分の焼戻熱保存時間で焼き戻され、Ｔは単位がｍｍである前記鋼板の厚さを表す、請求項１１または１３に記載の製造方法。

【請求項15】

前記Ｎｉ－Ｍｇ合金が鉄シートで包まれたＮｉ－Ｍｇ合金である、請求項１１～１３のいずれか一項に記載の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、鋼材料およびそのための製造方法に関し、とりわけ高温設備用鋼板およびそのための製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

背景
エネルギー化学産業においては、エネルギーの生産および加工のために高温圧力容器を用いることがしばしば必要である。エネルギー生産効率を改善するために、市場およびユーザーは両方とも、反応容器がいっそう高い温度、および、いっそう高い圧力に耐え得ることを希望し、そのことは高温反応容器の製造材料にいっそう高い要件を課す。

【0003】

高温反応容器の故障の主たる理由の１つは、反応容器が長時間、高温および高圧にて動作すると、Ａｓ、Ｓｎ、ＳｂおよびＰのような元素が粒界において偏析する傾向にあり、そのことが鋼の粒界間の結合力を弱め、そのことによって鋼の焼戻脆化抵抗を弱め、設備故障をもたらし、かつ、その後で生産事故を引き起こすことであることが見出される。焼戻脆性の原因となる上記の４つの元素のうち、焼戻脆化を促進するのにＰが最も有害であり、その後にＳｎ、ＡｓおよびＳｂが続く。

【0004】

Ｓｎ、ＡｓおよびＳｂのような残りの元素は、製鋼および精錬の最中に既存の製鋼技術によって効果的に除去され得ないので、鋼におけるこれらの元素の含有量は、製鋼原料におけるＳｎ、ＡｓおよびＳｂの量を減少させ、そのことにより残りの元素が原因となる鋼の焼戻脆性を減少させることによって限定され得るに過ぎず、かつ、鋼におけるＰの含有量は、製鋼および精錬の最中に技術的手段によって減少し得る。

【0005】

しかしながら、既存の技術においては、製鋼技術による鋼におけるＰの含有量の減少は現在、特に鋼におけるＰの含有量が極度に低い（Ｐ≦７０ｐｐｍ）であることが必要とされるときには、大きい経済的および時間的コストを必要とし、製鋼工程の経済的および時間的コストは非常に高い。

【0006】

したがって、鋼が高含有量のＰを含有するが、鋼の板が非常に高い焼戻脆化抵抗を有することをまだ確実にし得る鋼の組成および生産工程をどのように設計するかが、ますます緊急の要件となってきている。

【0007】

例えば、２０１４年４月２３日付けで公開されたＣＮ１０３７４０９１２Ａは、圧力容器用の鋼板の焼戻脆化抵抗を改善するための加工方法を開示しており、そこでは鋼の焼きならし後に弱水冷熱処理工程を利用することによって、鋼の微細構造が均一なラスベイナイト構造であり、かつ、ベイナイトラスと元々のオーステナイト粒界との間にはカーバイドが析出し、そのことによって鋼板の焼戻脆化抵抗を改善するが、鋼板のカーバイドは摸擬溶接後に粗大化する傾向にあることが見出されており、かつ、この特許では、鋼板の焼戻脆化抵抗が、長時間の高温環境におけるベイナイトラスの粗大化ならびにカーバイドの凝集および成長に起因して、続いて起こるサービス工程の最中に場合によっては劣化することは考慮されていない。

【0008】

別の例について、２０１５年７月２９日付けで公開されたＣＮ１０４８０５３８０Ａは、「耐高温耐圧設備用の低焼戻脆性Ｃｒ－Ｍｏ系鋼板およびそのための調製方法」と題する。該特許によれば、鋼におけるＡｓ、ＳｎおよびＳｂの含有量は厳密に制御される一方で、鋼におけるＳｉおよびＭｎの含有量は低い必要があり、かつ、最重要事項は、鋼におけるＰの含有量をできるだけ最少化して、鋼がいっそう低い焼戻脆性を有することを確実にすることである。

【0009】

さらなる例について、２０１８年１０月１９日付けで公開されたＣＮ１０８６７７０９４Ａは、「精製および改質デバイス用プロセスパイプライン用鋼板ならびにそのための生産方法」と題する。該特許によれば、鋼におけるＰおよびＳｎの含有量は、（Ｐ＋Ｓｎ）≦０．０１４％を満たすように制御され、かつ、Ｓｎは製鋼工程の最中に除去され得ないので、鋼におけるいっそう低いＳｎ含有量の制御は、製鋼用原料を選択することによってのみ達成され得る一方で、鋼におけるＰの含有量は製鋼技術によって減少する。

【0010】

上記に鑑み、先行技術における鋼の高温焼戻脆化抵抗を改善する２つの方法が主に存在することが見られ得る。第１の方法は、鋼におけるＡｓ、ＳｎおよびＳｂのような残りの元素の含有量を制御し、かつ、製鋼技術を通して鋼におけるＰの含有量をできるだけ減少させ、かつ、ＳｉおよびＭｎの含有量を適切に減少させて、鋼の高温焼戻脆化抵抗を改善することであり；第２の方法は、鋼の合金化学組成を制御し（例えば、Ｗのような元素を添加してＷカーバイドを形成し）、かつ、鋼の相変化構造をさらに制御し、特定の構造タイプを形成し、鋼の構造的安定性を改善して、焼戻脆化工程に対して抵抗することである。

【0011】

これに基づき、先行技術における鋼の高温焼戻脆化抵抗を改善する設計アイデアとは異なり、本発明においては、ナノスケールの析出相がＰトラップとして機能して鋼における大量のＰを吸収し、そのことによって鋼板が高温にて動作するときには鋼におけるＰ元素がオーステナイト粒界へと分散することを回避し、かつ、そのことによって鋼板の低温衝撃靭性を大いに改善するという完全に新しい設計アイデアを採用した高温設備用鋼板およびそのための製造方法を得ることが期待される。

【発明の概要】

【0012】

概要
本発明の目的の１つは、高温設備用鋼板を提供することである。合理的な化学組成設計および最適化された生産工程を通して、当該高温設備用鋼板は、ナノスケールの析出相をＰトラップとして採用して、鋼における大量のＰを吸収し、そのことによって鋼板が高温で動作するときに鋼におけるＰがオーステナイト粒界へと分散することを回避し、かつ、そのことによって鋼板の低温衝撃靭性を大いに改善し得る。

【0013】

本発明による高温設備用鋼板は、焼戻脆化抵抗に優れ、エネルギーおよび化学産業において効果的に適用され得る。高温反応容器のための製造材料として、それは非常に実用的な意義および非常に広範な応用の見込みを有する。

【0014】

上記の目的を達成するために、本発明は高温設備用鋼板を提供し、当該高温設備用鋼板は次の化学元素を有し、該化学元素は質量％で：
０．０９％～０．１９％のＣ、０．２％～０．７％のＭｎ、０．００８％～０．０２％のＴｉ、１．８０％～３．２％のＣｒ、０．８０％～１．７０％のＭо、０．００５％～０．０１５％の酸溶性Ａｌ、０．０２０％～０．０５０％のＮｂ、０．１５％～０．５０％のＶ、０．０００５％～０．００５０％のＭｇであり、かつ、残りはＦｅおよび不可避な不純物である。

【0015】

好ましくは、当該高温設備用鋼板は次の化学元素を有し、該化学元素は質量％で：
０．０９％～０．１９％のＣ、０．２％～０．７％のＭｎ、０．００８％～０．０２％のＴｉ、１．８０％～３．２％のＣｒ、０．８０％～１．７０％のＭо、０．００５％～０．０１５％の酸溶性Ａｌ、０．０２０％～０．０５０％のＮｂ、０．１５％～０．５０％のＶ、０．０００５％～０．００５０％のＭｇであり、かつ、残りはＦｅおよび不可避な不純物であり；当該高温設備用鋼板は、分散した分布のナノスケールのＭｇ含有介在物を含有する。

【0016】

本願では、用語「ナノスケール」は、１ｎｍ以上であるが、１０００ｎｍ（すなわち、１μｍ）を超えない長さを示すために用いられる。

【0017】

本発明では、本発明による高温設備用鋼板は、合理的な化学組成設計および最適化された生産工程を通して、分散した分布の大量のナノスケールのＭｇ含有介在物を生成し得、これらのナノスケールの介在物は、核生成粒子として作用して、鋼板から作られた高温設備の動作工程の最中に鋼におけるナノスケールのＭＣ析出相（Ｍは、Ｎｂ、Ｖ、ＭｏおよびＣｒのうちの１つ以上を表す）の大量の析出を誘導し得る一方で、ナノスケールのＭＣ析出相はＰトラップとして作用して、鋼における大量のＰを吸収し、そのことによって鋼板が高温で動作するときに鋼におけるＰがオーステナイト粒界に向けて有意に偏析することを回避し、かつ、鋼板の焼戻脆化抵抗を大いに増大させ得る。

【0018】

本発明による高温設備用鋼板では、各化学元素の設計原理は、具体的には次の通りである：
Ｃ：本発明による高温設備用鋼板では、Ｃは鋼における重要な元素である。鋼板の溶接工程への適合性を確実にするために、鋼におけるＣの含有量は高過ぎるべきではなく、かつ、Ｃの含有量の上限は０．１９％であるように制御される。鋼におけるＣの含有量が０．１９％より高いときには、溶接後の鋼板基板および溶接における熱影響ゾーンの低温衝撃靭性が劣化するであろう。したがって、鋼板の適切な強度を確実にするためには、鋼におけるＣの質量％を０．０９％以上に制御する必要がある。これに基づき、本発明による高温設備用鋼板では、Ｃの質量％は０．０９％～０．１９％であるように制御される。

【0019】

Ｍｎ：本発明による高温設備用鋼板では、Ｍｎは弱脱酸元素であり、かつ、鋼における酸素ポテンシャルは、Ｍｎを脱酸剤として採用することによって調整され得る。さらに、Ｍｎはまた強化元素であり、かつ、鋼の強度を効果的に改善し得、鋼の強度を確実にするために、Ｍｎの下限値が０．２％であるようになっている。さらに、Ｍｎはまた、鋼において偏析する傾向にある元素である。鋼におけるＭｎの含有量が高ければ、鋼板の中心偏析がさらに悪化するであろうし、そのことによって鋼板の低温衝撃靭性を低下させ、かつ、したがって、Ｍｎの含有量の上限は０．７％に限定される。これに基づき、本発明による高温設備用鋼板では、Ｍｎの質量％は０．２％～０．７％であるように制御される。

【0020】

Ｔｉ：本発明による高温設備用鋼板では、Ｔｉもまた脱酸元素であり、かつ、Ｔｉの脱酸能力はＭｎより優れているが、ＡｌおよびＭｇより弱い。本発明では、ＴｉはＭｎの脱酸効果にしたがって鋼に適宜添加され、鋼における酸素ポテンシャルを制御し得る。一方、Ｔｉ脱酸後にはＴｉ_２Ｏ_３粒子が形成されて、粒内フェライトの生成を促進し、かつ、鋼の低温衝撃靭性を改善し得る。しかしながら、鋼におけるＴｉの含有量は高過ぎるべきではなく、かつ、鋼におけるＴｉの含有量が高過ぎるときには、形成されるＴｉ_２Ｏ_３粒子のサイズがいっそう大きくなり、かつ、したがって、粒内フェライトを形成する能力をもはや有しないが、容易に割れ開始の源となり、かつ、鋼の低温衝撃靭性を減少させるであろうことが注目されるべきである。したがって、Ｔｉの上限は０．０２％である。これに基づき、本発明による高温設備用鋼板では、Ｔｉの質量％は０．００８％～０．０２％であるように制御される。

【0021】

Ｃｒ：本発明による高温設備用鋼板では、適量のＣｒを添加することは、鋼板の硬化性を改善し、かつ、高温で動作するときの鋼板の酸化抵抗および腐食抵抗を改善し得る。これに基づき、本発明による高温設備用鋼板では、Ｃｒの質量％は１．８０％～３．２％であるように制御される。

【0022】

Ｍｏ：本発明による高温設備用鋼板では、Ｍｏは、炭素および窒素のような格子間元素と混ぜ合わされ、かつ、固溶して、鋼板の高温クリープ強度を改善し得る。適量のＭоを添加することはまた、小さい析出相を形成し、析出強化効果を達成し得る。鋼におけるＭｏの含有量がいっそう高いときには、析出相は粗大化する傾向にあり、かつ、それらのサイズは増大し、析出強化効果が弱められるようになっている。これに基づき、本発明による高温設備用鋼板では、Ｍоの質量％は０．８０％～１．７０％であるように制御される。

【0023】

酸溶性Ａｌ：本発明による高温設備用鋼板では、鋼における酸溶性Ａｌの質量％を厳密に制御する必要がある。鋼における酸溶性アルミニウムの含有量が０．００５％より低いときには、鋼は圧延および相変化の最中に混合結晶現象を生成する傾向にあり、そのことは鋼板の構造的均一性を減少させ、かつ、したがって鋼の衝撃靭性を減少させ；したがって、鋼における酸溶性アルミニウムの含有量は高過ぎるべきではなく、かつ、鋼における酸溶性アルミニウムの含有量が０．０１５％より高いときには、鋼においてマグネシア－アルミナスピネル系介在物が容易に形成され、そのことは鋼板の機械的特性を損なうだけでなく、鋼におけるＭｇ含有介在物の形成にとって不利である。したがって、本発明による高温設備用鋼板では、酸溶性Ａｌの質量％は０．００５％～０．０１５％であるように制御される。

【0024】

Ｎｂ：本発明による高温設備用鋼板では、Ｎｂは、鋼の構造を精錬し、かつ、鋼の強度および靭性を改善する役割を演じ得る。しかしながら、鋼におけるＮｂの含有量は高過ぎるべきでないことが注目されるべきである。鋼におけるＮｂの含有量が高過ぎるときには、溶接における熱影響ゾーンの靭性が減少するであろう。したがって、本発明による高温設備用鋼板では、Ｎｂの質量％は０．０２０％～０．０５０％であるように制御される。

【0025】

Ｖ：本発明による高温設備用鋼板では、鋼におけるＣとの結合のために適量のＶが添加されて、ナノスケールのＶＣ析出相を生成し、そのことによって析出強化効果を得ることができ；過剰量のＶが添加されるときには、過剰なＶがフェライトマトリックスにおいて固溶し、そのことによって原子間の結合力を弱めるであろう。これに基づき、本発明による高温設備用鋼板では、Ｖの質量％は０．１５％～０．５０％であるように制御される。

【0026】

Ｍｇ：本発明による高温設備用鋼板では、Ｍｇは非常に強い脱酸能力を有する。溶鋼にＭｇを添加した後、大量のＭｇ含有介在物が形成され得、かつ、これらのＭｇ含有介在物は鋼における［О］の活性を大いに減少させ、鋼におけるいっそう大きいサイズのＡｌ_２Ｏ_３および／またはＴｉ_２Ｏ_３介在物が大いに減少するようになっている。これらの大きいサイズの介在物は、割れ開始の源として容易に機能し得、かつ、鋼板の低温衝撃靭性を減少させ得る。したがって、鋼に少量のＭｇを添加することによって、大きいサイズの介在物の形成が減少し得、かつ、鋼の低温衝撃靭性が改善され得る。さらに、形成されるナノＭｇ含有介在物は、後に続く鋼の高温熱処理およびサービスの最中にＰを吸収し、そのことによってＰがオーステナイト粒界に分散する割合および濃度を減少させ、そのことによって鋼の焼戻脆化抵抗を増大させる、大量のナノスケールのＭＣ析出相を誘導し得る。これに基づき、本発明による高温設備用鋼板では、Ｍｇの質量％は０．０００５％～０．００５０％であるように制御される。

【0027】

さらに、溶鋼におけるＭｇの質量％を０．０００５％～０．００５０％に制御する理由は、溶鋼の中へと添加されるＭｇの質量％が０．００５％より小さいときには、溶鋼において形成されるＭｇ含有介在物の密度が低過ぎて、大量のＭＣ析出相を誘導できず、かつ、他方で、溶鋼の中へと添加されるＭｇの質量％が０．０５０％より大きいときには、鋼の生産コストを増大させる大量のＭｇ／Ｎｉ－Ｍｇ合金を添加する必要があり、かつ、溶鋼におけるＭｇの総含有量が既にその飽和濃度に近いのでＭｇの添加効率が低下することである。

【0028】

好ましくは、本発明による高温設備用鋼板はさらに、次の化学元素のうちの少なくとも１つを有し、該化学元素は：０＜Ｃａ≦０．００５０％であり、０＜Ｎｉ≦０．６％であり、０＜Ｂ≦０．００１５％であり、かつ、０＜Ｃｕ≦０．５％である。

【0029】

本発明の上記の技術的解決策では、Ｃａ、Ｎｉ、ＢおよびＣｕはすべて、本発明による高温設備用鋼板の特性をさらに改善し得る。

【0030】

Ｃａ：本発明による高温設備用鋼板では、Ｃａは鋼におけるＯおよびＳと結合して、酸化カルシウムおよび硫化カルシウム介在物を形成しやすい。鋼におけるＣａの含有量が高く、０．００５％を超えるときには、鋼において大きいサイズの酸化カルシウムおよび硫化カルシウム介在物が容易に形成され、そのことは鋼の特性にとって良好ではない。したがって、本発明による高温設備用鋼板では、Ｃａの質量％は、好ましくは０＜Ｃａ≦０．００５０％であるように制御される。

【0031】

Ｎｉ：本発明による高温設備用鋼板では、Ｎｉは鋼板の低温靭性および強度を効果的に改善し得るが、Ｎｉの価格は高く、かつ、鋼の生産コストを考慮すると、過剰なＮｉを鋼に添加することは適切ではないことが注目されるべきである。したがって、本発明による高温設備用鋼板では、Ｎｉの質量％は０＜Ｎｉ≦０．６％であるように制御される。

【0032】

Ｂ：本発明による高温設備用鋼板では、ＢはＮと結合してＢＮを形成し、そのことによって鋼において固溶するＮの含有量を減少させ、かつ、鋼の低温靭性を改善し得る。しかしながら、過剰なＢは粒界において有意に偏析する傾向にあり、そのことは鋼の特性にとって有害であるので、過剰なＢを添加することは適切ではないことが注目されるべきである。したがって、本発明による高温設備用鋼板では、Ｂの質量％は、好ましくは０＜Ｂ≦０．００１５％であるように制御される。

【0033】

Ｃｕ：本発明による高温設備用鋼板では、Ｃｕは鋼の強度を増大させ、かつ、鋼の腐食抵抗を改善し得るが、鋼におけるＣｕの含有量が高過ぎるときには、高温において高温脆性が容易に生成される。したがって、本発明による高温設備用鋼板では、Ｃｕの質量％は、好ましくは０＜Ｃｕ≦０．５％であるように制御される。

【0034】

上記の元素Ｃａ、Ｎｉ、ＢおよびＣｕの添加は、原材料のコストを増大させるであろうことが注目されるべきである。性能およびコスト制御を包括的に考慮すると、本発明の技術的解決策では、上記元素のうちの少なくとも１つが好適に添加される。

【0035】

本発明による高温設備用鋼板では、不可避な不純物のうち、Ｐ≦０．０１６％であり、Ｓ≦０．０１０％であり、Ｎ≦０．００４％であり、かつ、Ｏ≦０．００５％であることが好ましい。

【0036】

上記の技術的解決策では、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯはすべて、鋼における不純物元素であり、かつ、いっそう良好な特性、および、いっそう良好な品質を有する鋼を得るためには、鋼における不純物元素の含有量は、技術的に可能であればできるだけ減少させるべきである。

【0037】

Ｐ：鋼におけるＰの含有量が高過ぎるとき、鋼の靭性はいっそう悪化するであろう。Ｐは粒界に偏析して、粒界間の結合力を弱めることをもたらし得、そのことは鋼板において生成される焼戻脆化の主たる理由である。さらに、Ｍｎと同様に、Ｐもまた、偏析する傾向がある元素であり、かつ、Ｐの偏析は鋼板の構造的同質性を減少させ、かつ、最終的には鋼の特性におけるムラをもたらすであろう。したがって、本発明による高温設備用鋼板では、Ｐの質量％はＰ≦０．０１６％であるように制御される。

【0038】

Ｓ：鋼におけるＳの含有量が高過ぎるとき、スラブの中心偏析が引き起こされるであろうし、かつ、ＳはＭｎと結合して大きいＭｎｓ介在物を形成し得、そのことは鋼板の強度および靭性を減少させるであろう。したがって、本発明による高温設備用鋼板では、Ｓの質量％はＳ≦０．０１０％であるように制御される。

【0039】

Ｎ：鋼におけるＮの含有量が高過ぎるとき、鋼の靭性は悪影響を受けるであろうし、とりわけ固溶Ｎの含有量が０．００４％を超えるときには、固溶Ｎは鋼板の低温靭性を低下させるであろう。したがって、本発明による高温設備用鋼板では、Ｎの質量％はＮ≦０．００４％であるように制御される。

【0040】

Ｏ：鋼におけるＯの含有量が高過ぎるとき、鋼に有害な効果もまたもたらされるであろう。したがって、本発明による高温設備用鋼板では、Ｏの質量％はＯ≦０．００５％であるように制御される。

【0041】

好ましくは、本発明による高温設備用鋼板では、８００ｎｍより小さいサイズを有するＭｇ含有介在物の嵩密度は、６×１０^６／ｍｍ^３より大きい。

【0042】

好ましくは、本発明による高温設備用鋼板では、当該鋼板はさらに、ナノスケールのＭＣ析出相を含有し、ＭはＮｂ、Ｖ、ＭｏおよびＣｒのうちの１つ以上を表し、ＭＣ析出相は球形、または、ほぼ球形であり、かつ、ＭＣ析出相は、２００ｎｍより小さい平均粒子サイズを有する。本願では、平均粒子サイズは、析出相におけるすべてのＭＣ析出物の平均粒子サイズのことをいう。

【0043】

好ましくは、本発明による高温設備用鋼板では、５００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出相の嵩密度は、３．０×１０^６／ｍｍ^３より大きい。

【0044】

好ましくは、本発明による高温設備用鋼板では、すべてのＭＣ析出相における１００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出相の割合は、５０％より大きい。本願では、該割合は、ＭＣ析出相の数の割合（すなわち、すべてのＭＣ析出相の総数における１００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出相の数の割合）のことをいう。

【0045】

本願では、Ｍｇ介在物およびＭＣ析出相に関する「嵩密度」は、ＹＢ／Ｔ ５３２０－２００６に記載の方法にしたがって測定される。

【0046】

本願では、Ｍｇ介在物およびＭＣ析出相に関する「サイズ」は、単一のＭｇ介在物またはＭＣ析出相のサイズのことをいい、かつ、具体的には、直径（球形、もしくは、ほぼ球形の物質について）もしくは長軸（楕円形、もしくは、ほぼ楕円形の物質について）のような、介在物または析出相の中心を通る最も長い線分の長さのことをいう。

【0047】

好ましくは、本発明による高温設備用鋼板では、当該鋼板の厚さは≧５ｍｍである。

【0048】

好ましくは、本発明による高温設備用鋼板では、当該鋼板は、－６０℃以下の焼戻脆化抵抗Ｔ_ｔｒを有する。

【0049】

したがって、本発明のさらなる目的は、高温設備用鋼板のための製造方法を提供することであり、当該製造方法は単純であり、かつ、製造される高温設備用鋼板は、焼戻脆化抵抗に優れ、高温反応容器の製造材料としてエネルギーおよび化学産業に効果的に適用され得、かつ、非常に重要な実用的意義および非常に広範な応用の見込みを有する。

【0050】

上記の目的を達成するために、本発明は、上記の高温設備用鋼板のための製造方法を提供し、当該製造方法は次のステップを有し、該ステップは：
（１）溶鋼を製錬し、かつ、連続的に鋳造して鋳造ブランクを得るステップであり：製錬工程の最中、脱酸剤であるＭｎ、Ａｌ、ＴｉおよびＭｇ／Ｎｉ－Ｍｇ合金を溶鋼の中へとシーケンシャルに添加し、かつ、脱酸を実行し、該脱酸は予備脱酸および最終脱酸を有し、まずＭｎ、ＡｌおよびＴｉが予備脱酸のためにシーケンシャルに添加され、予備脱酸された溶鋼の酸素ポテンシャルは０．００１５％～０．００８５％であり、かつ、その後でＭｇ／Ｎｉ－Ｍｇ合金が最終脱酸のために添加され；
（２）鋳造ブランクを圧延して、鋼板を得るステップであり；かつ、
（３）鋼板に対して焼入および焼戻熱処理を実行するステップである。

【0051】

本発明の上記の技術的解決策では、本発明による高温設備用鋼板において、大量の均一に分散したナノスケールのＭｇ含有介在物が生成される必要があり、これらのナノスケールのＭｇ含有介在物は、後に続く熱処理工程において核生成コアとして機能して、大量のＭＣ析出相が鋼において析出することを誘導し得、かつ、これらのＭＣ析出相は鋼におけるＰを吸収し、そのことによって鋼板における粒界へと向かうＰの有意な偏析の現象を減少させ、そのことによって鋼板の焼戻脆化抵抗を改善し得る。

【0052】

本発明の鋼板において分散した分布の大量のＭｇ含有介在物を形成するためには、脱酸工程の最中に溶鋼の酸素ポテンシャルを制御し、かつ、溶鋼の酸素ポテンシャルを制御することが必要であり、適切な脱酸元素を選択し、かつ、特定の添加順でそれを脱酸することが必要である。したがって、本発明では、溶鋼を製錬する工程は、まず予備脱酸のために製錬工程の最中に脱酸剤としてＭｎ、ＡｌおよびＴｉをシーケンシャルに添加し、予備脱酸された溶鋼の酸素ポテンシャルが０．００１５％～０．００８５％であるようにし、かつ、その後で最終脱酸のための脱酸剤としてＭｇ／Ｎｉ－Ｍｇ合金を添加することによって最適化される。

【0053】

好ましくは、Ｎｉ－Ｍｇ合金は、鉄シートで包まれたＮｉ－Ｍｇ合金である。

【0054】

本願では、用語「酸素ポテンシャル」は、単位が質量％である酸素含有量のことをいい、ＩＳＯ １４２８４： １９９６に記載の溶鋼における酸素含有量を測定するための方法にしたがって測定される。

【0055】

本発明の上記のステップ（１）では、予備脱酸のためにまず脱酸剤であるＭｎを用いる２つの主たる目的が存在することが注目されるべきであり：第１の目的は、溶鋼における遊離酸素の濃度を減少させて、脱酸剤の後に続く添加のための良好な酸素ポテンシャル条件を作り出すことであり；かつ、第２の目的は、Ｍｎによる脱酸後、低融解点介在物が形成され、それらは溶鋼において凝集し、成長し、かつ、鋼スラグまで浮く傾向にあり、かつ、したがって除去されることである。概して、Ａｌもまた、溶鋼において遊離酸素と容易に結合して、アルミナ介在物を生産する。溶鋼における遊離酸素の濃度が高いときには、形成されるアルミナ介在物のサイズは大きく、かつ、アルミナ介在物のいっそう大きい界面エネルギーに起因して、アルミナ介在物間の吸着能力は強く、かつ、これらのアルミナ介在物は容易にクラスターへと凝集し、鋳造水の出口を塞ぎ、または、鋼に留まって大きい介在物を形成し、そのことは鋼板の不適当な欠陥検査をもたらす。しかしながら、溶鋼における酸素ポテンシャルが低ければ、Ａｌが添加されるとき、形成されるアルミナ介在物のサイズは小さく、かつ、アルミナ介在物は容易に凝集せず、かつ、Ａｌの一部は酸溶性アルミニウムの形態で溶鋼に存在するであろうし、そのことはオーステナイトの相変化工程を制御するのに有利である。次に、Ｔｉの添加は、鋼における遊離酸素の濃度をさらに減少させるであろうし、かつ、脱酸後に形成されるＴｉ_２Ｏ_３介在物は、固化および後に続く相変化の最中の針状のフェライト構造の一部の形成に有利であり、そのことによって鋼板の靭性を改善し；さらに、Ｔｉはまた、鋼におけるＮと結合してＴｉＮの一部を形成し得る。一方では、鋼の靭性に対する固溶窒素の有害効果が減少し、かつ、他方では、ＴｉＮは固化の最中に高温にて析出し、オーステナイトの成長をピン止めする役割を演じ、かつ、元々のオーステナイト粒を精錬する。

【0056】

したがって、本発明の上記のステップ（１）では、最終脱酸のためにＭｇを用いる必要があり、かつ、いくつかの実施形態では、最終脱酸は、Ｍｇの代わりにＮｉ－Ｍｇ合金を用いることによって実行され得る。これはなぜなら：Ｍｇは非常に活動的な元素であり、Ｍｇの沸点はＦｅの融解点より低く、溶鋼へのＭｇの単独での添加は、Ｍｇが溶鋼の表面で即座に蒸発および酸化することを引き起こすであろうからであり、すなわち、溶鋼の中へとＭｇを添加することは困難であるからである。Ｍｇを単独で添加することに代えてＮｉ－Ｍｇ合金を用いることは、Ｍｇの活性を減少させ得、Ｍｇが溶鋼と反応するために溶鋼においていっそう長い時間を有するようになっており、かつ、ＭｇがＭｇ蒸気へと蒸発することによって引き起こされる損失を減少させ得る。好ましくは、Ｎｉ－Ｍｇ合金の添加モードは制御される。Ｍｇが最終的に溶鋼において均一に分布することを確実にするために、Ｎｉ－Ｍｇ合金は鉄シート（例えば、５ｍｍの直径を有する鉄シート）で包まれ、かつ、給送デバイスを通してレードルの底へと急速に添加され得、Ｎｉ－Ｍｇ合金がレードルの底にてできるだけ溶解し得、かつ、Ｍｇの均質化がアルゴン吹き付けを用いてわずかに撹拌するによって加速し得、そのことによってＭｇの脱酸効果を改善するようになっている。

【0057】

さらに、本発明では、溶鋼の酸素ポテンシャルをＭｇを用いた最終脱酸前に０．００１５％～０．００８５％であるように制御する理由は、溶鋼における酸素ポテンシャルが０．００１５％より低い場合には、脱酸のためにＭｇが鋼に添加された後に形成されるＭｇ含有介在物の量が小さく、したがって、後に続く熱処理の最中に大量のＭＣカーバイドの析出を誘導することが困難であり、かつ、鋼におけるＰを吸収するＭＣの効果が有意ではなく；他方で、溶鋼における酸素ポテンシャルが高く、０．００８５％を超えるときには、鋼における添加されたＭｇと遊離酸素との間の反応によって形成されるＭｇ含有介在物のサイズが大き過ぎ、かつ、ＭＣ析出物を誘導する介在物の能力が減少または消失し、したがって鋼におけるＰを吸収するために大量のＭＣ析出相を用いることが困難であることであることが注目されるべきである。

【0058】

好ましくは、本発明の製造方法では、ステップ（２）において、鋳造ブランクは圧延のために１１２０～１２３０℃へと加熱され、最終圧延温度は９３０℃以上であり、かつ、累計減少は７０％より大きい。

【0059】

本発明による製造方法のステップ（２）では、鋳造ブランクを圧延のために１１２０～１２３０℃へと加熱する理由は、鋳造ブランクの加熱温度が１１２０℃より低いときには、鋳造ブランクにおけるＮｂのカーバイドおよびニトリドが完全には固溶し得ず、そのことによって圧延の最中のオーステナイト粒に対するＮｂのピン止め効果を減少させ；他方で、鋳造ブランクの加熱温度が１２３０℃より高いときには、オーステナイト粒の急成長を引き起こし、かつ、鋼の特性を劣化させることが容易であることである。

【0060】

したがって、鋳造ブランクを圧延するときには、最中に鋼が鋼を完全に再結晶化させることを確実にし、かつ、オーステナイトの連続精錬を確実にするために、好ましくは最終圧延温度は９３０℃以上であり、かつ、圧延の累計減少は７０％より大きい。上記の工程条件を制御することによって、鋼におけるいっそう大きいサイズのオーステナイト粒の形成が抑制され得、かつ、鋼の低温靭性が改善される。

【0061】

好ましくは、本発明による製造方法では、ステップ（３）において、焼入の温度は８９０～９５０℃であり、焼入熱保存時間はＴ～２．５Ｔ分である。熱保存完了後、鋼板は炉から排出され、かつ、水冷によって室温へと冷却され、Ｔは単位がｍｍである鋼板の厚さを表す。

【0062】

焼入の最中、焼入温度が８９０℃より低いときには、鋼のオーステナイト均質化に長時間かかり、そのことは熱処理の効率を減少させるであろうし；鋼の焼入温度が９５０℃より高ければ、鋼におけるオーステナイトの一部が成長する傾向にあり、かつ、混合結晶構造を形成しやすく、そのことは鋼の構造的均質性の助けとならないことが注目されるべきである。対応して、焼入温度における鋼の熱保存時間がＴ分より少ないときには、鋼は完全にオーステナイト化し得ない傾向にある。他方、鋼の熱保存時間が２．５Ｔ分を超えるときには、必要とされる鋼のオーステナイト化時間を超えるであろうし、そのことは焼入工程の効率を減少させるであろう。

【0063】

好ましくは、本発明に記載の製造方法では、ステップ（３）において、焼戻温度は６９５～７４５℃であり、かつ、焼戻熱保存時間は２．０Ｔ～３．５Ｔ分であり、Ｔは単位がｍｍである鋼板の厚さを表す。

【0064】

上記の技術的解決策では、本発明による製造方法のステップ（３）において、焼戻温度および熱保存時間の範囲をさらに最適化することによって、いっそう良好な実装効果が得られ得る。焼戻工程では、鋼の焼戻温度が６９５℃より低いときには、鋼における残りの焼入応力を除去するために長い焼戻時間が必要とされ、そのことは焼戻効率を減少させるであろうし；他方、鋼の焼戻温度が７４５℃より高いときには、鋼における析出相は、オストワルド粗大化を経験し、かつ、凝集および成長する傾向にあり、そのことは鋼において微細に分散して分布するＭＣ析出相の形成の助けとならない。対応して、焼戻熱保存時間が２．０Ｔ分より少ないときには、鋼の焼入応力が完全には除去され得ない傾向にあり、かつ、焼戻熱保存時間が３．５Ｔ分より多いときには、鋼におけるＭＣ析出相が容易に粗大化し、かつ、焼戻工程の生産効率が減少するであろう。

【0065】

先行技術と比較すると、本発明による高温設備用鋼板、および、そのための製造方法は次の利点および有益な効果を有する：
本発明では、本発明による高温設備用鋼板は、大いに改善された焼戻脆化抵抗を有する。本発明では、鋼の化学組成が合理的に設計され、鋼板の生産工程が最適化され、かつ、脱酸剤のタイプ、脱酸の順序および鋼製錬工程において添加される脱酸剤の量が制御され、Ｍｇを用いることによる最終脱酸後、鋼において分散した分布の大量のナノスケールのＭｇ含有介在物が生成されるようになっており、かつ、これらのナノスケールの介在物は、核生成部位として作用して、鋼板によって製造される高温設備の動作工程の最中に鋼においてナノスケールのＭＣ析出相の有意な析出を誘導し得る一方で、ナノスケールのＭＣ析出相は、Ｐトラップとして作用して、鋼における大量のＰを吸収し、そのことによって鋼板が高温で動作するときにオーステナイト粒界に向かう鋼におけるＰの有意な偏析を回避し、したがって、鋼板の焼戻脆化抵抗を大いに増大させ得る。

【0066】

先行技術と比較して、本発明では、高温設備用鋼板の独特の組成設計技術および生産工程技術が採用され、かつ、優れた焼戻脆化抵抗を有する鋼の等級が生産され得る。本発明は、高温設備用鋼板の構造、組成および工程設計において先行技術とは有意に異なる。

【0067】

本発明にしたがって生産される高温設備用鋼板は、焼戻脆化抵抗に優れ、高温反応容器の製造材料としてエネルギーおよび化学産業に効果的に適用され得、かつ、非常に重要な実用的意義および非常に広範な応用の見込みを有する。

【0068】

したがって、本発明による高温設備用鋼板の製造方法は、鋼の高温焼戻脆化抵抗を改善するために耐中温・高温加熱鋼板を製造するために用いられ得、かつ、鋼におけるＰの含有量が高いときでさえ、それは鋼板が非常に強い焼戻脆化抵抗を有することを確実にし、かつ、かかる鋼板を用いることによって製造される設備の長時間の安定的な動作を確実にし得る。

【発明を実施するための形態】

【0069】

詳細な説明
以下では、本発明による高温設備用鋼板、および、その製造方法が、特定の例を用いてさらに説明され、かつ、示されるであろう。しかしながら、これらの説明および例証は、本発明の技術的解決策を不当に限定することを意図しない。

【0070】

実施例１～７および比較例１～３
実施例１～７の高温設備用鋼板はすべて、次のステップによって調製された：
（１）表１に示される化学成分を製錬および連続鋳造して、鋳造ブランクを調製するステップ：５００ｋｇの真空誘導炉において溶鋼を製錬するために、まず、誘導炉の中に４００ｋｇの工業用純鉄が添加され、かつ、鋼板のための鋼の合金組成比にしたがって誘導炉の中に適量のＣｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂ合金ならびに適量のＣａＯがさらに添加され、ＣａＯは製錬の最中のスラグ形成のために添加され；約２０Ｐａの最小真空にて真空製錬が実行され、かつ、保護のためにアルゴンガスが充填され；製錬の最中、純鉄が完全に融解した際に脱酸剤であるＭｎ、ＡｌおよびＴｉが予備脱酸のためにシーケンシャルに添加され、かつ、溶鋼成分のオンラインモニタリング結果にしたがって合金追加量が適切に調整され、かつ、溶鋼における遊離酸素の酸素ポテンシャルが制御され；溶鋼の酸素ポテンシャルが０．００１５％～０．００８５％であるように制御され、かつ、その後で最終脱酸が実行され、最終脱酸は給送ポートを通して鉄シートで包まれたＮｉ－Ｍｇ合金を添加することにより実行され、かつ、溶鋼がインゴットへと鋳造され、かつ、その後で連続して鋳造ブランクへと鋳造された。
（２）鋳造ブランクを圧延して、鋼板を得るステップ。鋳造ブランクは圧延のために１１２０～１２３０℃へと加熱され、最終圧延温度は９３０℃以上であり、かつ、累計減少は７０％より大きかった。
（３）鋼板に対して焼入および焼戻熱処理を実行するステップ：鋼板は、８９０～９５０℃の焼入温度にて、かつ、Ｔ～２．５Ｔ分の焼入熱保存時間で焼入処理に供され；熱保存完了後、鋼板は炉から排出され、かつ、水冷によって室温へと冷却され；その後で、鋼板は、６９５～７４５℃の焼戻温度にて、かつ、２．０Ｔ～３．５Ｔの焼戻熱保存時間で焼戻処理に供され、かつ、炉から排出された後で空冷にさらに供され、Ｔは単位がｍｍである鋼板の厚さを表す。

【0071】

本発明では、実施例１～７の高温設備用鋼板の化学組成設計および関連する工程はすべて、本発明の設計仕様要件を満たす。

【0072】

したがって、比較例１～３の比較鋼板は、比較例１～３の比較鋼板におけるＭｇの含有量が設計範囲より少ないこと、および、上記のステップ（１）の製錬および連速鋳造操作では、比較例１～３においては脱酸剤であるＭｎ、ＡｌおよびＴｉのみが脱酸のために添加されたが、最終脱酸のためにＮｉ－Ｍｇ合金が追加されなかったこと以外は、実施例１におけるものと同じ工程ステップを用いて製造された。

【0073】

表１は、実施例１～７の高温設備用鋼板および比較例１～３の比較鋼板の各化学元素の質量％を列挙する。

【0074】

【表1】

【0075】

表２は、上記の工程ステップにおける実施例１～７の高温設備用鋼板および比較例１～３の比較鋼板の特定の工程パラメーターを列挙する。

【0076】

【表2】

【0077】

実施例１～７において得られた高温設備用鋼板および比較例１～３の比較鋼板は別々にサンプリングされ、かつ、鋼における析出相が電解抽出法によって鋼から抽出され、かつ、異なるサイズ範囲の析出相は、異なる粒子サイズのフィルター膜によって分離され；鋼における析出相のタイプ、含有量はＸＲＤ（Ｘ線回析）技術によって分析され、かつ、介在物および析出相の化学組成は、透過型電子顕微鏡およびＥＤＳ（エネルギー分散型分光計）技術を組み合わせることによって確認され；析出相の粒子サイズ分布は、レーザー粒子サイズ分析器を用いることによって検出され、かつ、各実施例および各比較例の鋼板におけるＭＣ析出相（ＭはＮｂ、Ｖ、ＭｏおよびＣｒのうちの１つ以上を表す）の数、嵩密度、タイプ、サイズ分布範囲ならびに平均サイズは、画像分析ソフトウェアを用いることによって最終的に確認され得る。最終観察および分析を通して得られたデータは、表３－１および３－２に列挙される。

【0078】

表３－１は、実施例１～７の高温設備用鋼板および比較例１～３の比較鋼板におけるＭＣ析出相の数を列挙する（文脈によれば、ナノスケールのＭＣ析出相の数が小さ過ぎるときには、Ｐ吸収効果は良好ではない）。表３－２は、実施例１～７の高温設備用鋼板および比較例１～３の比較鋼板における、８００ｎｍより小さいサイズを有するＭｇ含有介在物の嵩密度、すべてのＭＣ析出相における１００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出相の割合ならびに５００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出物の嵩密度を列挙する。

【0079】

【表3-1】

【0080】

【表3-2】

【0081】

したがって、実施例１～７の高温設備用鋼板および比較例１～３の比較鋼板の微細構造の分析後、実施例１～７および比較例１～３の鋼板の焼戻脆化抵抗がさらに試験され、かつ、実施例および比較例の鋼板の焼戻脆化抵抗が評価された。

【0082】

本発明では、実施例１～７の得られた高温設備用鋼板および比較例１～３の比較鋼板は、別々にサンプリングされ、かつ、具体的な焼戻脆化抵抗評価は、段階的脆化冷却試験にしたがって実行された。

【0083】

実施例１～７および比較例１～３の鋼板の焼戻脆化抵抗を評価するときには、鋼板はまず摸擬最小溶接後熱処理に供され、かつ、その後で段階的脆化冷却試験に供された。

【0084】

摸擬最小溶接後熱処理の具体的な工程は、次の通りである：
摸擬最小溶接後熱処理（Ｍｉｎ． ＰＷＨＴ）工程：それが４００℃以下であったとき、サンプルブランクが炉の中へと突っ込まれ、炉を用いて７０５±１４℃へと加熱され（加熱率は１２５℃／ｈ）、８時間の熱保存後に炉を用いて４００℃へと冷却され（冷却率は１６０℃／ｈ）、かつ、その後で炉の外で空冷された。

【0085】

本発明において採用された脆化冷却試験の具体的な工程ステップは、次の通りである：
室温にて、鋼板は熱処理炉へと送られ；炉温は２００℃／ｈの加熱率にて５９３℃へと増大し、かつ、６９３℃にて１時間保たれ；炉温はその後、５．６℃／ｈの冷却率にて５３８℃へと下げられ、かつ、１５時間保たれ；炉温はさらに、５．６℃／ｈの冷却率にて５２４℃へと下げられ、かつ、２４時間保たれ；炉温はその後、５．６℃／ｈの冷却率にて５００℃へと下げられ、かつ、６０時間保たれ；炉温はその後、２．８℃／ｈの冷却率にて４６８℃へと下げられ、かつ、１００時間保たれ；最終的に、炉温は、２８℃／ｈの冷却率にて３１６℃へと下げられ；炉から排出された後、鋼板は静止空気において室温へと空冷された。

【0086】

摸擬最小溶接後熱処理を経験した鋼板ならびに摸擬最小溶接後熱処理および段階的脆化冷却を経験した鋼板から各々、横断標準衝撃サンプルが採取され、かつ、２０℃、０℃、－２０℃、－４０℃、－６０℃、－８０℃、－１００℃および－１２０℃という一連の温度にて衝撃実験が実行された。各実験温度にて３つの衝撃サンプルが作られ、かつ、この温度における衝撃吸収エネルギー値として平均値が採用された。

【0087】

上記の実験結果によれば、摸擬最小溶接後熱処理を経験した鋼板ならびに摸擬最小溶接後熱処理および段階的脆化冷却を経験した鋼板の延性－脆性転移温度曲線が各々プロットされ得、かつ、鋼板の高温焼戻脆化抵抗は、式Ｔ_ｔｒ＝ｖＴｒ_６０＋３．０×△ｖＴｒ_６０にしたがって判断され得る。鋼板のＴ_ｔｒ値が小さいほど、鋼板の焼戻脆化抵抗は強くなる。

【0088】

上記の式Ｔ_ｔｒ＝ｖＴｒ_６０＋３．０×△ｖＴｒ_６０では、ｖＴｒ_６０は、摸擬最小溶接後熱処理を経験した鋼板の衝撃吸収エネルギーが６０Ｊであるときの対応する転移温度を表し、△ｖＴｒ_６０は、摸擬最小溶接後熱処理および段階的脆化冷却を経験した鋼板の衝撃エネルギーが６０Ｊであるときの対応する転移温度から摸擬最小溶接後熱処理を経験した鋼板の衝撃エネルギーが６０Ｊであるときの対応する転移温度を引くことによって得られる値を表すことが注目されるべきである。

【0089】

表４は、実施例１～７の高温設備用鋼板および比較例１～３の比較鋼板の試験結果を列挙する。

【0090】

【表4】

【0091】

表３および表４を参照すると、実施例１～７の高温設備用鋼板および比較例１～３の比較鋼板の両方がＭＣ析出相を含有するが、実施例１～７の高温設備用鋼板においては、８００ｎｍより小さいサイズを有するＭｇ含有介在物の嵩密度が７．６×１０^６／ｍｍ^３～１５．５×１０^６／ｍｍ^３であり、５００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出相の嵩密度は３．５×１０^６／ｍｍ^３～９．１×１０^６／ｍｍ^３であり、ＭＣ析出相の平均粒子サイズは１０２ｎｍ～１７８．４ｎｍであり、かつ、すべてのＭＣ析出相における１００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出相の割合は５９．３１％～８３．７７％であることが見られ得る。

【0092】

他方、比較例１～３の比較鋼板では、鋼板におけるＭＣ析出相の平均直径は２００ｎｍより大きく、５００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出相の嵩密度はすべて３．０×１０^６／ｍｍ^３より小さく、すべてのＭＣ析出物における１００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出相の割合はすべて５０％より小さく、かつ、８００ｎｍより小さいサイズを有するＭｇ含有介在物の嵩密度はすべて６×１０^６／ｍｍ^３より小さい。これはなぜなら、比較例１～３では、脱酸のために脱酸剤であるＭｎ、ＡｌおよびＴｉのみが添加されるが、最終脱酸のためにＮｉ－Ｍｇ合金が添加されず、ＭＣ析出相の核生成を誘導し得る鋼における十分なＭｇ含有酸化物の欠如をもたらしたからである。

【0093】

表４に示されるように、本発明の実施例１～７の高温設備用鋼板では、実施例の鋼板の高温焼戻脆性指標Ｔ_ｔｒはすべて、－６５℃より下であり、比較例におけるものよりかなり低い。したがって、実施例１～７の高温設備用鋼板の焼戻脆性抵抗は、比較例１～３の比較鋼板のものよりかなり優れていることが見られ得る。

【0094】

要すれば、本発明による高温設備用鋼板は、大いに改善された焼戻脆化抵抗を有することが見られ得る。本発明では、鋼の化学組成が合理的に設計され、鋼板の生産工程が最適化され、かつ、脱酸剤のタイプ、脱酸の順序および鋼製錬工程において添加される脱酸剤の量が制御され、Ｍｇ／Ｎｉ－Ｍｇ合金を用いることによる最終脱酸後、鋼において分散した分布の大量のナノスケールのＭｇ含有介在物が生成され、かつ、これらのナノスケールの介在物が核生成部位として機能して、鋼板によって製造される高温設備の動作工程の最中に鋼におけるナノスケールのＭＣ析出相の有意な析出を誘導し得る一方で、ナノスケールのＭＣ析出相がＰトラップとして作用して、鋼における大量のＰを吸収し得、そのことによって鋼板が高温にて動作するときにオーステナイト粒界に向かう鋼におけるＰの有意な偏析を回避し、したがって鋼板の焼戻脆化抵抗を大いに増大させるようになっている。

【0095】

さらに、本発明における技術的解決策の組み合わせは、本明細書に添付の請求の範囲に記載のもの、または、特定の実施例に限定されないことが注目されるべきである。本発明におけるすべての技術的特徴は、それらの間に矛盾が生じなければ、いかなる方式でも自由に組み合わされ、または、まとめられ得る。

【0096】

上記で示した例は本発明の特定の例に過ぎないこともまた、注目されるべきである。本発明が上記の例に限定されず、かつ、本発明の開示から当業者に自明であるか、もしくは、容易に想到され得る同様のバリエーションまたは修正がすべて本発明の範囲に属することは自明である。

【手続補正書】

【提出日】2023-08-23

【手続補正1】

【補正対象書類名】特許請求の範囲

【補正対象項目名】全文

【補正方法】変更

【補正の内容】

【特許請求の範囲】

【請求項1】

高温設備用鋼板であって、当該高温設備用鋼板は次の化学元素を有し、該化学元素は質量％で：
０．０９％～０．１９％のＣ、０．２％～０．７％のＭｎ、０．００８％～０．０２％のＴｉ、１．８０％～３．２％のＣｒ、０．８０％～１．７０％のＭо、０．００５％～０．０１５％の酸溶性Ａｌ、０．０２０％～０．０５０％のＮｂ、０．１５％～０．５０％のＶ、０．０００５％～０．００５０％のＭｇであり、かつ、残りはＦｅおよび不可避な不純物である、
前記高温設備用鋼板。

【請求項2】

当該高温設備用鋼板が、当該鋼板内に分散したナノスケールのＭｇ含有介在物を有する、請求項１に記載の高温設備用鋼板。

【請求項3】

当該鋼板がさらに、次の化学元素のうちの少なくとも１つを有し、該化学元素は：０＜Ｃａ≦０．００５０％であり、０＜Ｎｉ≦０．６％であり、０＜Ｂ≦０．００１５％であり、かつ、０＜Ｃｕ≦０．５％である、請求項１または２に記載の高温設備用鋼板。

【請求項4】

前記の不可避な不純物のうち、Ｐ≦０．０１６％であり、Ｓ≦０．０１０％であり、Ｎ≦０．００４％であり、かつ、Ｏ≦０．００５％である、請求項１または２に記載の高温設備用鋼板。

【請求項5】

当該鋼板において８００ｎｍより小さいサイズを有するＭｇ含有介在物が、６×１０^６／ｍｍ^３より大きい嵩密度を有する、請求項１または２に記載の高温設備用鋼板。

【請求項6】

当該鋼板がさらに、ナノスケールのＭＣ析出相を有し、ＭはＮｂ、Ｖ、ＭｏおよびＣｒのうちの１つ以上を表し、かつ、前記ＭＣ析出相は、２００ｎｍより小さい平均粒子サイズを有する、請求項１または２に記載の高温設備用鋼板。

【請求項7】

当該鋼板において５００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出相が、３．０×１０^６／ｍｍ^３より大きい嵩密度を有する、請求項６に記載の高温設備用鋼板。

【請求項8】

当該鋼板におけるすべてのＭＣ析出相に対する１００ｎｍより小さいサイズを有するＭＣ析出相の割合が、５０％より大きい、請求項６に記載の高温設備用鋼板。

【請求項9】

当該鋼板が≧５ｍｍである厚さを有する、請求項１または２に記載の高温設備用鋼板。

【請求項10】

当該鋼板が≦－６０℃である焼戻脆化抵抗Ｔ_ｔｒを有する、請求項１または２に記載の高温設備用鋼板。

【請求項11】

請求項１に記載の高温設備用鋼板のための製造方法であって、当該製造方法は次のステップを有し、該ステップは：
（１）溶鋼を製錬し、かつ、連続的に鋳造して鋳造ブランクを得るステップであり：製錬の最中、脱酸剤であるＭｎ、Ａｌ、ＴｉおよびＭｇ／Ｎｉ－Ｍｇ合金を前記溶鋼の中へとシーケンシャルに添加し、かつ、前記溶鋼に対して脱酸を実行し、該脱酸は予備脱酸および最終脱酸を有し、かつ、まずＭｎ、ＡｌおよびＴｉが予備脱酸のためにシーケンシャルに添加され、かつ、その後で前記Ｍｇ／Ｎｉ－Ｍｇ合金が最終脱酸のために添加され、前記の予備脱酸された溶鋼の酸素ポテンシャルは０．００１５％～０．００８５％であり；
（２）前記鋳造ブランクを圧延して、鋼板を得るステップであり；かつ、
（３）前記鋼板に対して焼入および焼戻熱処理を実行するステップである、
前記製造方法。

【請求項12】

ステップ（２）において、前記鋳造ブランクが圧延のために１１２０～１２３０℃へと加熱され、最終圧延温度が９３０℃以上であり、かつ、累計減少が７０％より大きい、請求項１１に記載の製造方法。

【請求項13】

ステップ（３）において、焼入温度が８９０～９５０℃であり、焼入熱保存時間がＴ～２．５Ｔ分であり、かつ、熱保存完了後、前記鋼板が炉から排出されて、かつ、水冷によって室温へと冷却され、Ｔは単位がｍｍである前記鋼板の厚さを表す、請求項１１に記載の製造方法。

【請求項14】

ステップ（３）において、前記の焼き入れされた鋼板が、６９５～７４５℃である焼戻温度にて２．０Ｔ～３．５Ｔ分の焼戻熱保存時間で焼き戻され、Ｔは単位がｍｍである前記鋼板の厚さを表す、請求項１１または１３に記載の製造方法。

【請求項15】

前記Ｎｉ－Ｍｇ合金が鉄シートで包まれたＮｉ－Ｍｇ合金である、請求項１１～１３のいずれか一項に記載の製造方法。

【国際調査報告】