JP2008266786A - 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 - Google Patents

Abstract

【課題】フェライト系耐熱鋼材の溶接熱影響部において、Type IV型損傷の発生を抑制する耐熱構造体の提供。
【解決手段】質量%で、C:0.01〜0.20%、Si:0.02〜0.50%、Mn:0.05〜1.0%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Cr:0.4〜12.0%、N:0.002〜0.15%、及び、Ti:0.01〜0.20%、Zr:0.003〜0.20%、Nb:0.01〜0.50%、V:0.01〜0.50%、Ta:0.01〜0.15%のいずれか1種又は2種以上を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなり、かつ、溶接熱影響部のCr当量が0.4〜20であるフェライト系耐熱鋼材であって、(z)Ac₁変態点〜Ac₁変態点+300℃に加熱される鋼材の溶接熱影響部位に、旧γ粒の平均粒径が10μm以上の低温変態組織が生成することを特徴とする溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
【選択図】図３

Description

本発明は、４５０℃以上でかつ高圧で使用する耐熱溶接構造体、特に、エネルギー変換を目的とする火力発電プラントや、エネルギー精製を目的とする石油化学プラントを構成するフェライト系耐熱鋼材、詳しくは、溶接熱影響部（Heat Affected Zone of weld、以下、「ＨＡＺ」ということがある。）のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材に関するものである。

近年のエネルギー資源の枯渇及び大量消費の見直しを背景とし、地球環境保護のため、高温高圧で使用する鋼構造体、特に、圧力機器の稼動においては、効率よくエネルギーを変換する技術が求められている。将来的には、原子力発電や、高速増殖炉、軽水炉、核融合炉等の低排出大型発電を実現する技術の開発が期待されている。

また、従来から稼働している石油、石炭又は天然ガス火力発電においても、地球温暖化防止の観点から、効率よく電気エネルギーを獲得する技術を開発することが重要視されている。

また、交通手段の車両から排出される排出ガス中に、地球環境に悪影響を与える物質が含まれていることから、燃料自体を清浄化し、該物質の排出量を低減するため、原油の脱硫をより高温高圧で行う、いわゆる、浸深度脱硫技術が注目されている。

このような、電力プラント及び化学プラントでの稼動率の向上、又は、精製率の向上のために、プラントを構成する機器の使用環境は、高温高圧化する傾向にあり、また、同時に、エネルギー需要の増大から、電力プラント及び化学プラントの建設需要が、世界規模で進行する現状において、電力プラント及び化学プラントを高温高圧化においても安定的に稼働し得る技術の開発が求められている。

現在、火力発電が電気エネルギーの大部分を賄い、また、化学プラントが４５０〜５００℃の高温域で稼動している状況において、これらのシステムを構成する機器の事故は、エネルギーの供給の観点から致命的なものであって、上記システムの数日間の停止でさえ、社会に与える影響及び経済的損失は計り知れない。

このような操業不能を招く大規模な事故は、機器を構成する鋼板の損傷による場合が多いが、該損傷は、一般に、鋼材の溶接部で発生する。

溶接部の金属組織を採取し光学顕微鏡で観察すると、鋼材の変態点以上に加熱されて組織が変化し損傷の起点となり得る部位を特定することができるが、特に、溶接熱影響部の外縁（母材に最も近い部位）で生じる局部的なクリープ強度の低下に起因する破壊が、プラント機器の安全性の点から大きな問題となっている。

上記破壊（損傷）は、その発生位置による分類により、一般に、Type IV型損傷（又は、Type IV型破壊）として知られている現象（図１、参照）であるが、その発生機構に係る報告は少なく（非特許文献１及び２、参照）、発生機構解明のための共通認識は、未だ確立されていない。しがって、現在、工業的に実用化されたType IV型損傷防止技術は開発されていない。

プラント機器の設計においては、基準や規制で、溶接部がある場合の高温許容応力を決定する際の目安が定められているに過ぎず、機器・プラントメーカーの自主的な安全裕度追加により、大規模な事故の未然防止を図っているのが現状である。

このため、設計は、過剰に安全性を確保する設計となり、その結果、プラント機器の重量が増し、製造コストが増加する。さらに、プラント工程が増えて、操業コストが増大して、供給するエネルギーのコスト上昇が懸念される。エネルギーコストの上昇は、安定供給の支障となる。

また、過剰に安全性を確保する設計を行っても、溶接部の強度に依然として不安が残り、プラントの事故発生率を低減することは期待できないから、溶接部の強度低下は、エネルギーの安定供給を妨げる大きな要因となる。なお、鋼材の強度を高める組成設計をしても、プラントの設計強度は、溶接部の強度で決定するので、鋼材の機能の向上自体、意味がないことになる。

このように、溶接熱影響部におけるType IV型損傷を解消することは、エネルギー変換を高温高圧で行うプラントの建造にとって極めて重要である。即ち、溶接熱影響部におけるType IV型損傷の発生を防止することができれば、高温高圧プラント機器は、その機能を安定的に充分に発揮し、低コストエネルギーの安定供給に大きく貢献する。

ところで、溶接部（溶接継手）の強度低下は、一般に、１０万時間で３０〜５０％といわれている。この強度の低下をなくすことは、低下率から推定して、高温プラント機器の強度を、逆に、３０〜５０％上昇することに等しい。この強度の上昇は、プラント操業条件の点でみると、操業温度が５０〜８０℃上昇することに匹敵する。

この操業温度の上昇は、例えば、火力発電プラントの場合、エネルギー変換効率を５％改善することになる。その結果、火力発電プラントは、原子力発電に匹敵する高効率エネルギー変換プラントになる。

以上の背景の下、高温高圧プラント用耐熱鋼材の溶接部における強度低下を抑制する技術の開発が精力的に行われ、その結果が、これまで数多く報告されている。その代表的な技術の一つとして、溶接熱影響部のクリープ特性を支える析出強化因子、例えば、炭化物、炭窒化物、酸化物を安定化する技術を挙げることができる（特許文献１〜５、参照）。

溶接熱影響部に存在する析出物は、マルテンサイト組織やベイナイト組織に内包される転位の移動を妨げる移動障害物であるから、変態点以上の温度に再熱されて分解固溶する可能性がある炭化物や炭窒化物を安定化することは、溶接部における強度低下を抑制する点で効果がある（特許文献１〜５、参照）。

また、酸化物は、再熱温度域でも分解固溶しないので、炭窒化物の替わりに酸化物を分散させて析出強化を図ると、溶接部における強度低下を抑制することができる（特許文献１〜５、参照）。

しかし、溶接熱影響部における析出物の安定化による効果は、析出物が極めて微細にかつ高密度に析出した場合にこそ大きいが、通常、転位密度が高いベイナイト組織やマルテンサイト組織においては不動転位密度が高いので、析出物の安定化は、主たる強化因子にならない場合がある。特に、酸化物の微細分散は困難で、特殊な製造方法、例えば、メカニカルミーリングなどの適用が不可欠であり、一般的な手法ではない。

また、炭化物や炭窒化物が大量に析出したまま分解固溶しない場合、再度冷却される際に、基材中の炭素濃度や窒素濃度が低下し、溶接熱影響部の組織形成に悪影響を及ぼす場合があり、溶接方法によっては、溶接熱影響部の強度低下を大幅に改善することができない場合もある。

特許文献６には、溶接部を、溶接後に、再度、母材とともに熱処理する技術、例えば、焼入−焼戻し、又は、焼準−焼戻しすることで、溶接熱影響部における強度低下を解決する技術が開示されている。

この技術は、溶接熱影響部の組織を、母材組織と同じ組織に戻す技術であり、以上の理由から、Type IV型損傷の発生を防止する工業的な技術として確立されたものではなく、本発明に比べ、効果が発現し難いものである。即ち、部品機器や構成ユニットがある程度以上の大きさになると、溶接構造体全体を同時に熱処理することは困難である。

さらに、上記方法では、溶接金属強度を、溶接まま、即ち、鋳造まま＋焼戻しによって設計していることから、全体の焼入れ＋焼戻しでは溶接金属の高温強度を確保することが困難となり、Type IV型損傷発生以前に、溶接継手としては、強度の設計が困難となってしまう。

溶接構造体全体を、焼入れ又は焼戻しに必要な高温で熱処理するためには、大型炉を使用する必要があるが、大型炉の場合には、設備費が高くつき、また、使用するエネルギーコストも増大するので、特許文献６に開示の技術を工業的な大量生産に適用するためには、さらなる技術開発が必要となる。

しかし、溶接構造体全体を、焼入れ又は焼戻しに必要な高温で熱処理することは、実際には不可能であり、この熱処理で、溶接熱影響部におけるType IV型損傷を完全に抑制することはできない。

一方、非特許文献３には、溶接熱影響部組織の細粒化を抑制し、クリープ特性の改善を図る手法が報告されている。この手法は、溶接前にＡc₃変態点以上に加熱し、残留γを３％導入し、その成長合体によって細粒化を防止するものであるが、セメンタイトを生成して残留γを生成しない合金系には適用できないものである。

さらに、上記手法によれば、溶接後に、母材中に残留オーステナイトが生じて、クリープ中に徐々に変形が進行して、配管類や熱交換器系において大きな熱応力が発生するという、耐熱鋼としては致命的な事態を避けることができない。

即ち、非特許文献３は、工業的ではない特殊解しか提案しておらず、安定してType IV型損傷を抑制する技術を開示するものではない。非特許文献３は、むしろ、Ｂを９０ｐｐｍ添加すると、Type IV型損傷を安定的に抑制することができることを示唆するものである。
特開２００２−３３２５４７号公報 特開２００１−１９２７６１号公報 特開平１１−２５６２６９号公報 特開平０７−２４２９３５号公報 特開平０６−０６５６８９号公報 特開２００１−００３１２０号公報 「高Ｃｒフェライト系先端耐熱鋼の熱影響部に見られるType IV型クリープ損傷を発生する組織の特定と生成機構」，鉄と鋼，Vol.90(2006)No.10,pp31-39 「高Ｃｒフェライト系先端耐熱鋼のType IV型クリープ損傷の組織支配因子の考察」，鉄と鋼，Vol.90(2006)No.10,pp40-48 「細粒化を抑制したＰ９２ＨＡＺ再現材のクリープ特性」，CAMP−ISIJ，Vol.19(2006),1180

本発明は、フェライト系耐熱鋼材を用いて、火力発電プラント又は石油化学プラントを構成する耐熱溶接構造体を建造する時、溶接部に必然的に発生する溶接熱影響部における局部的な強度低下現象に起因するType IV型損傷の発生を、組織制御、及び、安定窒化物の導入により完全に抑制して、溶接熱影響部からの耐熱溶接構造体の破壊を防止することを課題とする。

そして、本発明は、上記課題を解決して、発電ブラント又は石油化学プラントを構成する耐熱溶接構造体の設計において、設計裕度を小さく取っても、耐熱溶接構造体の安全性を損なわないか、又は、従来の設計基準を活用して設計裕度を高く取り、操業条件、特に、圧力条件を高めてエネルギー変換効率を高め、低排出型プラントの建造を実現することを目的とする。

本発明者は、９％Ｃｒ鋼において、Type IV型損傷が、非特許文献１及び２に記載の発生機構に従い発生することを実験的に確認した。

その結果、本発明者は、（ｉ）９％Ｃｒ鋼の溶接部における強度低下の主たる原因は、溶接熱影響部において、溶接熱影響部の外縁（母鋼材に近接した部位）に形成された細粒域における転位密度の低下であり、（ii）溶接部におけるType IV型損傷の発生を抑制するためには、溶接熱の影響を受けた後の冷却時に、母鋼材中の炭素濃度の変化と低温変態組織の細粒化を極力抑制し、溶接熱影響部の組織と母鋼材組織の均一性及び整合性を確保することが重要であり、さらに、（iii）稀に形成される多重熱影響細粒部位（後述する。）においても、母鋼材組織が安定なＭＸ型窒化物を含む場合、該ＭＸ型窒化物を、溶接部の低温変態組織中に、微細に残留させると、溶接条件の変動に拘らず、安定して、Type IV型損傷を防止することができるとの知見を得るに至った。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．４〜１２．０％、Ｎ：０．００２〜０．１５％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｚｒ：０．００３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｔａ：０．０１〜０．１５％のいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）で定義するHCreq（溶接熱影響部のＣｒ当量）が０．４〜２０であるフェライト系耐熱鋼材であって、
（ｚ）Ａc₁変態点〜Ａc₁変態点＋３００℃に加熱される鋼材の溶接熱影響部位に、旧オーステナイト粒の平均粒径が１０μｍ以上の低温変態組織が生成することを特徴とする溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
HCreq＝［％Ｃｒ］＋６［％Ｓｉ］＋１１［％Ｖ］＋４［％Ｍｏ］＋１．５［％Ｗ］＋ ５［％Ｎｂ］＋１２［％Ａｌ］＋［％Ｒｅ］＋２［％Ｚｒ］＋５［％Ｔｉ］＋ ２［％Ｔａ］＋１５［％Ｂ］−１８［％Ｃ］−１２［％Ｎ］−４［％Ｎｉ］− ２［％Ｍｎ］−［％Ｃｕ］−２［％Ｃｏ］ ・・・（１）

（２） 前記低温変態組織が、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物を含むベイナイト及び／又はマルテンサイトであることを特徴とする前記（１）に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（３） 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．４〜１２．０％、Ｎ：０．００２〜０．１５％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｚｒ：０．００３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｔａ：０．０１〜０．１５％のいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）で定義するHCreq（溶接熱影響部のＣｒ当量）が０．４〜２０であるフェライト系耐熱鋼材であって、
（ｘ）Ａc₁変態点〜Ａc₁変態点＋３００℃に加熱される鋼材の溶接熱影響部位の前組織が、（x1）ベイナイト及び／又はマルテンサイトの低温変態組織、及び、（x2）低温変態前のオーステナイトと同じ結晶方位を有し、マルテンサイトのラス境界、又は、ベイナイト及び／又はマルテンサイトのブロック粒境界に存在する球相当平均粒径１０ｎｍ以上の残留オーステナイトを含み、
（ｚ）Ａc₁変態点〜Ａc₁変態点＋３００℃に加熱される鋼材の溶接熱影響部位に、旧オーステナイト粒の平均粒径が１０μｍ以上で、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物を含むベイナイト及び／又はマルテンサイトの低温変態組織が形成されることを特徴とする溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
HCreq＝［％Ｃｒ］＋６［％Ｓｉ］＋１１［％Ｖ］＋４［％Ｍｏ］＋１．５［％Ｗ］＋ ５［％Ｎｂ］＋１２［％Ａｌ］＋［％Ｒｅ］＋２［％Ｚｒ］＋５［％Ｔｉ］＋ ２［％Ｔａ］＋１５［％Ｂ］−１８［％Ｃ］−１２［％Ｎ］−４［％Ｎｉ］− ２［％Ｍｎ］−［％Ｃｕ］−２［％Ｃｏ］ ・・・（１）

（４） 前記低温変態組織が、マルテンサイトのラス内、又は、ベイナイト及び／又はマルテンサイトのブロック粒内に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物であって、透過電子顕微鏡を用いた５万倍の観察にて確認できるＭＸ型窒化物を、２個／μｍ²以上含むことを特徴とする前記（３）に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（５） 前記残留オーステナイトを、体積率で、０．５％以上、５％以下含むことを特徴とする前記（３）又は（４）に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（６） 前記残留オーステナイトを、体積率で０．５％以上、３％以下含むことを特徴とする前記（３）又は（４）に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（７） 前記残留オーステナイトの３０％以上が、同じ結晶方位を有することを特徴とする前記（３）〜（６）のいずれかに記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（８） 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．４〜１２．０％、Ｎ：０．００２〜０．１５％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｚｒ：０．００３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｔａ：０．０１〜０．１５％のいずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）で定義するHCreq（溶接熱影響部のＣｒ当量）が０．４〜２０であるフェライト系耐熱鋼材であって、
（ｙ）Ａc₁変態点〜Ａc₁変態点＋３００℃に加熱される鋼材の溶接熱影響部位の前組織が、（y1）ベイナイト及び／又はマルテンサイトの低温変態組織、及び、（y2）低温変態前のオーステナイトの結晶方位と低温変態組織の結晶方位を整合させる特定の結晶方位を有し、マルテンサイトのラス境界、又は、マルテンサイト及び／又はベイナイトのブロック粒境界に存在する球相当平均粒径１０ｎｍ以上の整合セメンタイトを含み、
（ｚ）Ａc₁変態点〜Ａc₁変態点＋３００℃に加熱される鋼材の溶接熱影響部位に、旧オーステナイト粒の平均粒径が１０μｍ以上で、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物を含むベイナイト及び／又はマルテンサイトの低温変態組織が形成されることを特徴とする溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
HCreq＝［％Ｃｒ］＋６［％Ｓｉ］＋１１［％Ｖ］＋４［％Ｍｏ］＋１．５［％Ｗ］＋ ５［％Ｎｂ］＋１２［％Ａｌ］＋［％Ｒｅ］＋２［％Ｚｒ］＋５［％Ｔｉ］＋ ２［％Ｔａ］＋１５［％Ｂ］−１８［％Ｃ］−１２［％Ｎ］−４［％Ｎｉ］− ２［％Ｍｎ］−［％Ｃｕ］−２［％Ｃｏ］ ・・・（１）

（９） 前記低温変態組織が、マルテンサイトのラス内、又は、ベイナイト及び／又はマルテンサイトのブロック粒内に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物であって、透過電子顕微鏡を用いた５万倍の観察にて確認できるＭＸ型窒化物を、２個／μｍ²以上含むことを特徴とする前記（８）に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（１０） 前記整合セメンタイトを、体積率で、０．５％以上、５％以下含むことを特徴とする前記（８）又は（９）に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（１１） 前記整合セメンタイトを、体積率で、０．５％以上、３％以下含むことを特徴とする前記（８）又は（９）に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（１２） 前記整合セメンタイトの３０％以上が、同じ結晶方位を有することを特徴とする前記（８）〜（１１）に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（１３） 前記フェライト系耐熱鋼材が、さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、Ｒｅ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｏ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％のいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（１２）のいずれかに記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（１４） 前記フェライト系耐熱鋼材が、さらに、質量％で、Ｙ：０．００５〜０．０５％、Ｃｅ：０．００５〜０．５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、Ｂａ：０．０００３〜０．００５％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、及び、Ｌａ：０．００５〜０．０５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（１３）のいずれかに記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（１５） 前記（１）〜（１４）のいずれかに記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材を溶接して製造したことを特徴とする溶接熱影響部のクリープ特性に優れた耐熱構造体。

（１６） 前記耐熱構造体の全体に、Ａc₁変態点以下で、１分以上の熱処理を施し、残留オーステナイト又は整合セメンタイトを、体積率で、０．５％未満に低減したことを特徴とする前記（１５）に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れた耐熱構造体。

本発明によれば、フェライト系耐熱鋼材の溶接部の熱影響部において、ＭＸ型窒化物の微細分散による強化機構を活用することにより強度を高め、Type IV型損傷が発生する懸念を完全に払拭することができるから、高温高圧プラント機器を構成する耐熱溶接構造体（耐熱構造体）の設計において、その高温強度を、クリープ破断強度の０．６７倍（通常の安全率）として設計することができる。その結果、従来発生していた溶接熱影響部起点の事故を防止することができる。

図１に、フェライト系耐熱鋼材の溶接熱影響部に発生したType IV型損傷の断面を示すが、本発明のフェライト系耐熱鋼材（本発明鋼材）は、溶接熱影響部において、図１に示すType IV型損傷が発生しないから、溶接熱影響部のクリープ特性が著しく優れたものである。

本発明鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．４〜１２．０％、Ｎ：０．００２〜０．１５％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｚｒ：０．００３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｔａ：０．０１〜０．１５％のいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）で定義するHCreq（溶接熱影響部のＣｒ当量）が０．４〜２０であるフェライト系耐熱鋼材である。

HCreq＝［％Ｃｒ］＋６［％Ｓｉ］＋１１［％Ｖ］＋４［％Ｍｏ］＋１．５［％Ｗ］＋ ５［％Ｎｂ］＋１２［％Ａｌ］＋［％Ｒｅ］＋２［％Ｚｒ］＋５［％Ｔｉ］＋ ２［％Ｔａ］＋１５［％Ｂ］−１８［％Ｃ］−１２［％Ｎ］−４［％Ｎｉ］− ２［％Ｍｎ］−［％Ｃｕ］−２［％Ｃｏ］ ・・・（１）

まず、化学成分及びHCreqを上記のように限定する理由について説明する。なお、％は、質量％を意味する。

Ｃ：Ｃは、フェライト系耐熱鋼材の焼入性の向上に寄与し、同時に、炭化物、炭窒化物を形成して、母鋼材のクリープ破断強度の向上に寄与する。この向上効果は、０．０１％以上の添加で明瞭となるが、０．２０％を超えて添加すると、炭化物又は炭窒化物の粗大化が著しく、かえって、クリープ破断強度を損なう場合があるので、上限を０．２０％とする。加工性及び組織安定性を考慮すれば、０．０５〜０．１２％が好ましい。

Ｓｉ：Ｓｉは、製鋼工程で脱酸剤として添加するが、鋼の強度向上、及び、高温での耐水蒸気酸化性の向上に寄与する元素である。０．０２％以上の添加で、その効果が顕著となるが、０．５０％を超えて添加すると、酸化物クラスターを生成して靭性が低下するので、上限を０．５０％とする。安定して、水蒸気酸化性と靱性を両立させるためには、０．１〜０．３５％が好ましい。

Ｍｎ：Ｍｎは、鋼の強度及び靭性の向上に寄与する元素であるので、０．０５％以上添加する。一方、１．０％を超えて添加すると、クリープ破断強度が低下するので、上限を１．０％とする。長時間のクリープ破断強度を向上させる目的からすると、０．１〜０．５％が好ましい。

Ｃｒ：Ｃｒは、焼入性を著しく高める元素であり、耐熱鋼では、さらに、高温水蒸気酸化性も同時に向上させる元素であるので、０．４％以上添加する。一方、１２．０％を超えて添加すると、δフェライトの析出量が増加して、クリープ破断強度や靭性が著しく低下するので、上限を１２．０％とする。

工業的に、均一な焼入れ組織を得て、同時に、所要レベルの耐水蒸気酸化性を得るためには、１．０〜９．０％が好ましいが、さらに、クリープ強度を高めるためには、３．０〜７．０％が、より好ましい。

Ｐ、Ｓ：Ｐ及びＳは、不可避的な不純物元素であるので、少ないほうが好ましく、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．０１％以下とする。

Ｎ：ＭＸ型窒化物を形成して、母鋼材と溶接部のクリープ破断強度の向上に寄与する元素であるので、０．００２％以上を添加し、上記向上効果を確保する。一方、０．１５％を超えて添加すると、ＭＸ型窒化物の粗大化を招き、母鋼材のクリープ破断強度は向上しないし、また、溶接部の低温変態組織に残留するＭＸ型窒化物も粗大化して、溶接部のクリープ破断強度の向上に寄与しないので、上限を０．１５％とする。

Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ：Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａは、ＭＸ型窒化物を形成して、母鋼材と溶接部のクリープ破断強度を高めるために必須の元素である。この強度向上効果を確保するため、１種又は２種以上を適宜選択して添加するが、Ｔｉは、０．００５％以上、Ｚｒは、０．００３％以上、Ｎｂは、０．０１％以上、Ｖは、０．０１％以上、Ｔａは、０．０１％以上添加する必要がある。

一方、過剰に添加すると、ＭＸ型窒化物の過剰生成や、凝集・粗大化を招き、母鋼材のクリープ破断強度は向上しないし、また、溶接部の低温変態組織に残留するＭＸ型窒化物も粗大化して、溶接部のクリープ破断強度の向上に寄与しないので、Ｔｉは、０．２０％以下、Ｚｒは、０．２０％以下、Ｎｂは、０．５０％以下、Ｖは、０．５０％以下、Ｔａは、０．１５％以下の範囲で添加する。

Ｗ、Ｍｏ、Ｒｅ：Ｗ、Ｍｏ、Ｒｅは、金属間化合物の析出、又は、Ｍ₂Ｃの析出、さらに、ＭＣ型炭化物又は炭窒化物の析出による析出強化機構を活用して、高温強度を高めるとともに、母鋼材の焼入性を高めるために添加する。この向上効果を得るためには、Ｗ、Ｍｏ、Ｒｅのそれぞれを、０．０１％以上添加する必要がある。

一方、Ｗを、３．０％を超えて添加したり、Ｍｏを、３．０％超えて添加したり、また、Ｒｅを、０．５％を超えて添加すると、それぞれの析出物が粗大化し、かえって、高温クリープ強度が低下するので、Ｗは３．０％以下、Ｍｏは３．０％以下、また、Ｒｅは０．５％以下の範囲で添加する。

Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ：Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕは、いずれも、γ相安定化元素であるので、適宜添加する。フェライト安定化元素を多量に添加すると、相安定性が低下して、δフェライトが生成し、クリープ強度が低下することがある。この強度低下を回避するため、クリープ破断強度に影響を及ぼさない範囲で、１種又は２種以上を、適宜添加する。

γ相を安定化するため、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕのいずれも、０．０１％以上添加する必要があるが、過剰に添加すると、鋼材の高温クリープ強度を損ねるので、Ｎｉは２．０％以下、Ｃｏは５．０％以下、Ｃｕは２．０％以下の範囲で添加する。

Ｂ：Ｂは、母鋼材の焼入性を高めるとともに、Type IV型損傷回避熱処理（この熱処理については、後述する。）の際に重要な残留γ相又は整合θ相を安定化させ、それらから合体成長するか又は核生成するγ相が、前組織のγ粒を再現するのを促進して、Type IV型損傷の発生の回避をより確実なものにする。

０．０００３％未満の添加では、上記効果を得ることができないので、０．０００３％以上添加するが、０．００５０％を超えて添加すると、溶接性、特に、高温割れ、又は、溶接後の再熱脆化を引き起こすことがあるので、上限を０．００５０％とする。

本発明鋼材は、上記元素の他、本発明鋼材の特性、及び、溶接部の特性を阻害しない通常の範囲で、不可避的に、他の元素、Ａｌ、Ｏを含有してもよい。なお、Ａｌ：０．０２％未満、Ｏ：０．０１％未満が好ましい。

さらに、本発明鋼材は、本発明鋼材の特性、及び、溶接部の特性を阻害しない範囲で、Ｙ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｂａ、Ｃａ、及び、Ｌａの１種又は２種以上を含有してもよい。

好ましくは、質量％で、Ｙ：０．００５〜０．０５％、Ｃｅ：０．００５〜０．５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、Ｂａ：０．０００３〜０．００５％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、及び、Ｌａ：０．００５〜０．０５％である。

これらの元素は、硫化物形態制御元素として作用し、粗大なＭｎＳの形成を防止して、靱性を高める役割を担う。

本発明鋼材においては、個々の元素の組成に加え、上記式（１）で定義するHCreq（溶接熱影響部のＣｒ当量）を、０．４〜２０に限定する。この限定は、以下に説明するように、高強度のフェライト系耐熱鋼材を得るために重要な条件であり、かつ、溶接熱影響部の組織で発生するType IV型損傷を回避する技術を有効に適用する上で、重要な条件である。

HCreq（溶接熱影響部のＣｒ当量）は、Ｃｒ以外の元素のフェライト生成能を、Ｃｒのフェライト生成能に換算して総合し、鋼材の溶接継手における、溶接熱影響を受けた場合のフェライト生成能を示す指標である。意図的に添加していない化学成分であっても、不純物として混入している元素を含めて、HCreqを算出する。

例えば、Ａｌは、不純物として混入する傾向のある元素であるが、不純物として混入していても、混入量が明確である限り、該混入量も含めてHCreqを算出する。

通常の鋼に係るＣｒ当量式（基本式）は、シェフラーの状態図に示されているが、本発明者は、溶接熱影響部における低温変態組織を所要の組織に制御するため、個々の元素のフェライト生成能を、種々の耐熱鋼材の相安定性に基づいて実験的に確認し、Ｃｒのフェライト生成能に換算して総合し、耐熱鋼材の溶接熱影響部のフェライト生成能をより正確に評価する指標として、上記基本式を前提に、上記式（１）を定義した。

したがって、上記式（１）は、一般的な技術書に掲載されているＣｒ当量式とは、係数も、対象とする相安定度も異なる、本発明鋼材に固有のＣｒ当量式である。このように、本発明鋼材に固有のＣｒ当量式を設定したことも、本発明の特徴である。

そして、本発明鋼材においては、上記式（１）を用いてHCreqを定義し、その値を０．４〜２０に限定するが、その理由は、次の通りである。

本発明鋼材にて、HCreqが低いと、通常の使用形態、即ち、高温圧力機器に使用する鋼管又は鋼板の形態において、その組織を、高強度のベイナイト又はマルテンサイトとすることが困難となる。そして、このことは、同時に、Type IV型損傷を防止するための前組織を、安定して獲得できないことを意味するので、HCreqの下限を０．４とする。

一方、HCreqが２０を超えると、Ｃｒ含有鋼の特徴として、フェライトを生成してベイナイト又はマルテンサイトを得ることができなくなる場合があるので、HCreqの上限を、２０とする。

HCreqは、好ましくは、１．０〜１５．０であり、クリープ強度の観点からは、５．０〜１２．０が、より好ましい。

通常、フェライト系耐熱鋼材の溶接は、１ｋＪ／ｍｍ以上の溶接入熱で行うが、１ｋＪ／ｍｍ以上の溶接入熱の影響で、溶接熱影響部に細粒の低温変態組織が生成する。

上記化学成分及び上記HCreqの本発明鋼材においては、１ｋＪ／ｍｍ以上の溶接入熱の影響を受けても、溶接前に、Type IV型損傷回避熱処理（この熱処理については、後述する。）を実施すれば、冷却後、旧オーステナイト粒（以下「旧γ粒」ということがある。）の平均粒径が１０μｍ以上の低温変態組織が生成する。この点も、本発明鋼材の特徴である。

低温変態組織は、ベイナイト及び／又はマルテンサイトであり、その旧γ粒の痕跡は、溶接熱影響部を、腐食液（ナイタール、ピクリン酸、硝酸、王水等）でエッチングし、光学顕微鏡で観察することにより確認することができる。

本発明者は、５０個以上の旧γ粒の粒径を光学顕微鏡で測定し、その平均値を、本発明鋼で定義する“旧γ粒の平均粒径”とした。ただし、一部のα→γ変態で生成する新生オーステナイト粒（以下「新生γ粒」ということがある。）は、以下の理由で、“旧γ粒の平均粒径”に含めない。

平均結晶粒径は、低温変態組織における旧γ粒径を意味するが、旧γ粒を、断面観察の際、２面の結合する稜線近傍で切断すると、実際の結晶粒径を必ずしも測定することができない。

本発明鋼材の溶接熱影響部におけるα→γ変態は、専ら、結晶粒内部から生じるので、同じ結晶方位を有し、残留オーステナイト（以下「残留γ相」ということがある。）、又は、整合セメンタイト（以下「整合θ相」ということがあるが、説明は後述する。）から再生したγ粒が、成長、合体する際、旧γ粒界から、旧γ粒の痕跡のない新生γ粒が、僅かに生成する場合があり、なかには、粒径が、最大で１０μｍになるものもある。

新生γ粒は、旧γ粒を核生成サイトとして、旧γ粒界に隣接して生成し、かつ、旧γ粒界を消失させることなく、γ粒の内部に向かって、粒界の片側に成長するので、旧γ粒界の片側又は両側に連続して生成するが、専有体積（面積）が小さく、溶接熱影響部の特性には、特に、影響を及ぼさない。

専有面積が小さく、溶接熱影響部の特性に影響を及ぼさない新生γ粒を、作用効果の点で、溶接熱影響部の特性に影響を及ぼす旧γ粒と同列に扱うことはできないので、本発明鋼材においては、新生γ粒を除いて、旧γ粒に隣接しないγ粒の直径を、光学顕微鏡上の視直径にて代表して旧γ粒径とし、“旧γ粒の平均粒径”を算出した。

なお、上記の隣接する微小な新生γ粒が生成しない場合も、現象としてあり得るが、希であるので、本発明鋼材においては、いずれの場合でも、粒内の残留γ相又は整合θ相の合体、成長により、前組織のオーステナイト結晶方位を再現したγ粒の平均粒径をもって“旧γ粒の平均粒径”を定義する。

本発明鋼材においては、溶接熱影響部の外縁に生成する低温変態組織の細粒化を抑制するため、低温変態する前のオーステナイトの結晶粒の平均粒径は、１０μｍ以上でなければならない。粒径１０μｍ以下の結晶粒が存在していても、平均粒径が１０μｍであれば、低温変態組織の細粒化を抑制することができる。

しかし、平均粒径が１０μｍ未満であると、必然的に、粒径１０μｍ以下のオーステナイト結晶粒が多く存在することになるので、低温変態組織が細粒化し、Type IV型損傷が発生する原因となる。

低温変態前のオーステナイト結晶粒の平均粒径を１０μｍ以上とし、低温変態組織の細粒化を抑制するため、少なくとも、溶接前の開先を含む部位（１ｋＪ／ｍｍ以上の溶接入熱の影響を受ける部位）に、最高加熱温度：１０００〜１４００℃、保持時間：１〜６００００秒、及び、冷却速度：０．１〜５０℃／秒の熱処理（以下「Type IV型損傷回避熱処理」ということがある。）を施し、その後の溶接において、溶接熱影響部の全領域が、１０℃／秒以上の昇温速度で昇温される溶接条件を選択することが好ましい。

溶接前の開先を含む部位（１ｋＪ／ｍｍ以上の溶接入熱の影響を受ける部位）に、前記Type IV型損傷回避熱処理を施すと、該部位の組織は、組織の均一性の点から、溶接後は少ないほど好ましい残留γ相に着目すれば、（x1）ベイナイト及び／又はマルテンサイトの低温変態組織を含み、かつ、（x2）低温変態前のオーステナイトと同じ結晶方位を有し、マルテンサイトのラス境界、又は、ベイナイト及び／又はマルテンサイトのブロック粒境界に存在する球相当平均粒径１０ｎｍ以上の残留オーステナイトを含む組織となる。

なお、低温変態前のオーステナイト組織は、転位下部構造の電子顕微鏡の電子線回折像で観察することができるので、該組織を構成する結晶の方位を、菊池線等を解析することで知ることができる。

近年、解析技術は向上し、この解析は、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern analysis）と称する結晶方位Mapping技術によって、その断面における面積率を簡便に測定することが可能となっている。そして、この測定面積率から、容易に、体積率も求めることができる。

このように、予め、溶接前に上記組織を形成しておくと、溶接後の溶接熱影響部において、旧オーステナイト粒の平均粒径が１０μｍ以上のベイナイト及び／又はマルテンサイトの低温変態組織の形成を促進することになる。

この場合も、Type IV型損傷を回避する点で必要な残留オーステナイトは、体積率で、０．５％以上５％以下が好ましく、さらに、０．５％以上３％以下が、より好ましい。また、残留オーステナイトの３０％以上が、同じ結晶方位を有することが、Type IV型損傷を回避する観点で、好ましい。なお、残留オーステナイトの結晶方位分布は、上記ＥＢＳＰ法又は透過電子顕微鏡による電子線回折法で測定することができる。

また、少なくとも溶接前の開先を含む部位（１ｋＪ／ｍｍ以上の溶接入熱の影響を受ける部位）に、Type IV型損傷回避熱処理を施すと、該部位の組織は、組織の整合性の点から、セメンタイトの存在態様に着目すれば、（y1）ベイナイト及び／又はマルテンサイトの低温変態組織を含み、かつ、（y2）低温変態前のオーステナイトの結晶方位と低温変態組織の結晶方位を整合させる“特定の結晶方位”、即ち、未変態の残留オーステナイトの主方位＜１１１＞と斜方晶Ｆｅ₃Ｃの主方位＜１００＞の法線ベクトルが、並進対称性を勘案して、１５°以内にある方位関係（焼入組織であるベイナイトやマルテンサイトとも一定の方位関係を有し、Pitsch-Schraderの関係、又は、Pitschの関係）を有し、かつ、マルテンサイトのラス境界、又は、マルテンサイト及び／又はベイナイトのブロック粒境界に存在する“球相当平均粒径１０ｎｍ以上の整合セメンタイト”を含む組織となる。

本発明者は、上記方位関係を有するセメンタイトが、溶接熱影響部組織の細粒化を抑制する点で、重要な役割を担うことを見いだした。本発明においては、このようなセメンタイトを、「整合セメンタイト」（整合θ相、又は、整合θ）と称する。この「整合セメンタイト」は、効果の観点から、前記「残留オーステナイト」と同じ役割を果たす。なお、セメンタイトの結晶方位は、電子顕微鏡で測定することができる。

しかし、溶接部の形成態様が多様に変化する場合、即ち、溶接条件が変化して、溶接熱影響部に作用する温度履歴が多様に変化する場合に、Type IV型損傷回避熱処理が、完全に、Type IV型損傷の発生を抑制することができるとは限らない。

希ではあるが、溶接部の組織内には、細粒域相当の熱処理を、複数回、繰り返して受ける部位も存在する。上記熱処理を繰り返して受けて形成される多重熱影響細粒部位は、溶接熱影響部に占める割合は極めて小さいが、長時間の使用で靭性が低下した耐熱鋼においては、微小な亀裂が、大きな損傷に繋がる場合があるので、多重熱影響細粒部位の形成を、極力、抑制し、亀裂発生の可能性をなくさなければならない。

本発明鋼材においては、この点を考慮し、溶接直前に、Type IV型損傷回避熱処理を実施してもなお、溶接熱影響部の外縁組織が、極一部、細粒化し、上記回避熱処理を実施しない場合に比較して、程度は小さいものの、転位密度が低下した部位が一部に形成された場合でも、高温クリープ強度を維持するため、多重の熱サイクルでは容易に析出形態が変化しない安定な窒化物を分散析出させる。この点が、本発明における最大の特徴である。

なお、Type IV型損傷回避熱処理は、通常、高強度の耐熱鋼に施す熱処理、即ち、焼入−焼戻し、又は、焼準−焼戻しで採用する熱処理条件に則って行えばよい。

上記“安定な窒化物”は、前述したように、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物であり、母鋼材が変態点直上に加熱されても、短時間の加熱であれば、分解固溶し難い窒化物であるので、溶接後も、溶接熱影響部において、形態を変えずに残留し、析出強化能を失うことがない。

さらに、本発明鋼材においては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上とＮを、規定の範囲内で含有すれば、常時、安定して、ＭＸ型窒化物が分散、析出しているので、変態時の固溶Ｎが、多量に失われることがなく、多重熱影響細粒部位においても、焼入性は変化せず、該部位が存在しても、その存在が、Type IV型損傷の発生を助長することはない。

本発明は、上記のように、溶接前熱処理と安定窒化物の分散析出を併用することにより、多重の熱サイクルのような複雑な熱履歴を受けた多重熱影響細粒部位を抱える溶接部であっても、クリープ破断強度が低下しない、高強度の溶接部を、実際に形成することができる技術である。

次に、本発明鋼材の製造と、本発明鋼材を用いる耐熱構造体の製造について説明する。

本発明鋼材で規定する成分組成の鋼を、通常の高炉−転炉−連続鋳造の銑鋼一貫プロセス、又は、電気炉製鋼法、直接還元製鉄法等を用いて溶製し、続いて、溶鋼を、インゴット鋳造法又は連続鋳造法で鋳込んで、所定の寸法・形状の鋳片とする。

上記鋳片に熱間圧延を施して鋼板とし、また、さらに、鋼板を加工・成型して鋼管とするか、鋳片を熱間圧延又は熱間押出によって、シームレス鋼管とするか、又は、上記鋳片に鍛造を施して鍛造部材とし、所要の調質熱処理、即ち、焼入れ−焼戻し処理、又は、焼準−焼戻し処理を施して、焼戻しベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトを実質的に８０％以上含む組織を形成する。

本発明鋼材においては、焼戻しベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトを、ベイナイト及び／又はマルテンサイトと称するが、ベイナイト／マルテンサイトの体積率（体積％）は、光学顕微鏡による観察で得ることができる。

上記調質熱処理を施した鋼材は、本来、良好な高温クリープ特性及び靱性、さらに、加工性を有していて、プラント建設用に適するが、焼戻しにより、残留オーステナイト又は整合セメンタイトが分解又は変質して、溶接熱影響部の細粒化抑制が達成されない場合がある。

それ故、上記事態を避けるため、溶接に先立ち、鋼板又は鋼材全体、又は、開先を含む部位を、再度、加熱し、残留オーステナイト又は整合セメンタイトを、再度、生成させておく必要がある。

なお、本発明の知見は、鋼材を焼入れ、又は、焼準した後に、その後の溶接工程までに、加工、変形等で問題が生じない範囲において、焼戻し処理を省略し、又は、あえて実施しないで溶接し、プラント又は構造部品を構築する方法にも有効であり、現実に、Type IV型損傷の回避に有効である場合、該構築方法は、本発明と実質的に同一であるといえる。

これらの相（残留γ相又は整合θ相）は、溶接時、溶接熱の影響を受けて、旧γ粒を、再現する。また、溶接熱の影響で、新結晶粒の核生成点である旧γ粒界から、α→γ変態が僅かに生じるが、上記相は、この新結晶粒の成長を妨げる作用をなす。

このような組織の再現現象により、本発明鋼材の溶接熱影響部においては、変態点直上の温度付近に再加熱された部位において、旧γ粒の平均粒径が１０μｍ未満となることがない。その結果、溶接熱影響部の外縁部において、組織の細粒化が抑制されるとともに、焼入れ性が低下しない。

さらに、安定な窒化物を、本発明の範囲で規定した化学成分の調整によって分散析出させ、析出強化を安定して得ることにより、複雑な多重の熱サイクルを受けた溶接部であっても、溶接熱影響部において、従来から問題となっているType IV型損傷が発生しない。

上記組織を有する溶接部に対し、通常、遅れ破壊や脆化を回避するため、さらに、溶接後熱処理（Post Weld Heat Treatment、以下「ＰＷＨＴ」と記載することがある）を施すことがある。

このＰＷＨＴにより、溶接部とその近傍の組織の強度、靱性が、ともに改善されるが、鋼材、又は、開先を含む溶接前の部位に意図的に導入した残留オーステナイト又は整合セメンタイトが、溶接後も、鋼材中又は上記部位に残留したままであると、例えば、圧力機器を高温で使用して途中、温度及び負荷応力に起因して、マルテンサイトや、フェライトとＣｒ炭化物等に経時的に変態又は変質し、鋼材全体又は機器全体として、大きな体積変化が生じる可能性がある。

この体積変化は、特に、高温蒸気を搬送する配管類に対して、熱応力の他、配管類の各所に応力を付与することとなり、圧力機器の損傷の一因となる。

そこで、本発明鋼材においては、残留オーステナイト又は整合セメンタイトを、体積％で、０．５％以下に制限し、本発明鋼材を溶接して製造した圧力機器が、高温に曝されても、機器独自の熱膨張等により発生する熱応力に比較して小さな応力しか与えない組織にする必要がある。実際には、溶接部材又は溶接構造体を、溶接後にＡc₁変態点以下で、残留オーステナイト又は整合θ相が分解変質する条件で、焼戻し熱処理を施せばよい。

本発明鋼材を溶接して製造した、圧力機器、プラント等の溶接構造体は、溶接熱影響部でType IV型損傷が発生しないから、溶接熱影響部のクリープ特性に優れた耐熱構造体であるが、さらに、溶接構造体の全体に、Ａc₁変態点以下で、１分以上保持する残留相低減熱処理を施し、溶接構造体の至る所で、残留オーステナイト又は整合セメンタイトを体積率で０．５％未満に低減し、上記変態又は変質による応力発生を抑制することが、より好ましい。

そして、上記熱処理によっても、本発明鋼材の特徴である安定なＭＸ型窒化物は分解固溶し難いから、該窒化物による強化機構は、全く影響を受けない。なお、残留相低減熱処理は、４００℃以上Ａc₁変態点以下で、１０分以上保持する熱処理が好ましい。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例の条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例１）
表１に示す化学成分の耐熱鋼材に、Type IV型回避熱処理を施した後、該鋼材を、表１に示す化学成分の溶接材料で溶接し、圧力機器を構成した。圧力機器に、４００℃以上Ａc₁変態点以下、１０分以上の残留γ相低減熱処理を施した後、機器構成部材及び該部材溶接部から、平行部直径４〜６ｍｍ、平行部長さ３０ｍｍの試験片を採取した。

そして、上記試験片を用いて、圧力機器の使用温度（５００〜６５０℃）にて想定される応力（２０〜１００ＭＰａ）を定荷重として付加するクリープ試験を実施し、機器構成部材及び該部材溶接部のクリープ破断寿命を調査した。

また、比較のため、表１に示す化学成分の耐熱鋼材に、Type IV型回避熱処理を施さず、表１に示す化学成分の溶接材料で溶接して圧力機器を構成し、同様に、機器構成部材及び該部材溶接部のクリープ破断寿命を調査した。

図２に、本発明溶接部（９％Ｃｒフェライト系耐熱鋼材Ａを、溶接材料Ｄを用いて、入熱２ｋＪ／ｍｍで、ＴＩＧ溶接した溶接部）と、従来溶接部のクリープ破断寿命、即ち、６５０℃、１０万時間の推定クリープ破断強度（ＭＰａ）を示す。さらに、図２に、溶接実施前で、かつ、Type IV型損傷回避熱処理を施していない母鋼材の、６５０℃、１０万時間の推定クリープ破断強度（ＭＰａ）を併せて示す。

従来溶接部の６５０℃、１０万時間の推定クリープ破断強度は、母鋼材の６５０℃、１０万時間の推定クリープ破断強度の約半分しかないが、本発明溶接部の６５０℃、１０万時間の推定クリープ破断強度は、母鋼材の６５０℃、１０万時間の推定クリープ破断強度と同等である。

次に、図３に、９％Ｃｒフェライト系耐熱鋼材Ｂを、共金系溶接材料Ｃを用いて溶接して形成した溶接部における溶接熱影響部（Ａc₁変態点〜Ａc₁変態点＋３００℃に再加熱された溶接部における母鋼材部分において、元来、細粒域となる部位〔以下、「細粒域相当熱影響部」又は「ＦＧ−ＨＡＺ」と記載することがある。〕）の平均結晶粒径と、Ｘ線回折ピーク法で測定した溶接前の残留γ量との関係、及び、同じく、上記平均結晶粒径と、電子顕微鏡観察と母材の酸溶解定電位電解抽出残渣によって定量した溶接前の整合セメンタイト（整合θ）量との関係を示す。

なお、平均結晶粒径は、低温変態組織における旧γ粒径を意味し、前述したように、新生γ粒の粒径を含めない。

図３から、Type IV型損傷の発生抑制のため、ＦＧ−ＨＡＺ（細粒域相当熱影響部）における平均結晶粒径を１０μｍ以上にするには、残留オーステナイト又は整合セメンタイトが０．５％以上存在しなければならないことが解る。

整合セメンタイト又は残留オーステナイトが、５％を超えて残留又は析出した場合、機器又はプラント全体をＡc₁変態点以下の温度へ加熱する熱処理を施した時、完全に、分解、固溶しない場合があって、高温でのプラント操業時に、配管等が著しく変形したり、また、破損したりするので、整合セメンタイト又は残留オーステナイトの量は、体積率で、５％以下が好ましい。

なお、圧力機器又はプラントにおいて、長い直線配管に続いて設けた曲線配管等では、配管の変形が厳しく制限され、特に、高温では３％までに制限される場合があるので、整合セメンタイト又は残留オーステナイトの量は、体積率で、３％以下がより好ましい。

残留オーステナイト量と配管の変形率の関係は、欧州で、既に、経験的に知られている。本発明者は、小形の試験片を用いて仮想試験を行い、中途変態又は変質による変形への影響を調査した。その結果を、図４に示す。

図４から、６５０℃において、変形が、変形限度の０．５％（１００ｍの直線配管で、５０ｃｍにも達する大きな変形である。）を下回るためには、残留オーステナイトを、母鋼材中に残留させたままでは使用に耐えず（前記変形で、配管が破損する。）、その量を、体積率で０．５％以下に低減する必要があることが解る。

本発明者は、整合セメンタイトの場合も、同様に、体積率で０．５％以下に低減する必要があることを、実験的に確認した。

上記配管の変形は、体積変化を伴う炭化物の析出又は変質が発生することによるものと推定されるが、本発明鋼材においては、フェライト系耐熱鋼材の溶接部に発生するType IV型損傷を回避するとともに、その回避技術によって不可避的に生じる圧力機器又はプラント構成部材の変形を防止することができる。

本発明鋼材において重要な特徴である“安定なＭＸ型窒化物”（Ｍ：Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒのうち１種又は２種以上）の析出密度と、２重又は３重の細粒域相当熱サイクル、即ち、Ａc₃変態点からＡc₃＋３００℃の範囲の溶接熱影響を繰り返し受けた溶接部のクリープ破断強度を、母鋼材クリープ破断強度との比で、図５に示す。

図５から、ＭＸ型窒化物の析出密度が２個／ｍ²以上であると、クリープ破断強度比が０．８以上であることが解る。析出密度が２個／ｍ²未満の場合は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａの一種又は二種以上の濃度が、本発明鋼材で規定する範囲から逸脱している場合である。析出密度２個／ｍ²以上で、本発明鋼材の効果が顕著である。

図６に示すように、ＭＸ型窒化物が存在しない場合には（図中、左半分、参照）、溶接前にType IV型損傷回避熱処理を施して組織を制御しても、溶接部が、繰り返し、細粒域相当熱影響部に相当する熱サイクルを受けると、必ずしも頻繁ではないものの、一部の溶接部において、Type IV型損傷が発生し、クリープ破断強度比が、０．８（図中、点線、参照）を大きく下回る場合がある。

しかし、同じく、図６に示すように、ＭＸ型窒化物を導入した場合（図中、右半分、参照）、本発明で規定するＭＸ型窒化物の微細分散が実現していると、クリープ破断強度比は０．８（図中、点線、参照）を大きく超え、溶接部において、安定して、Type IV型損傷を回避することができることが解る。

（実施例２）
表２に示す化学成分の本発明鋼材と、表３に示す化学成分の比較鋼材を、表４に示す条件で熱処理して溶接し、本発明鋼材の効果を確認した。その結果を、表４に、併せて示す。

なお、本発明鋼材の効果は、１０万時間推定クリープ破断強度を用い、母鋼材の１０万時間推定クリープ破断強度との強度比で示した。

溶接部のクリープ特性は、Type IV型損傷の発生の有無だけで評価できるものではなく、溶接金属や、その後の応力除去焼鈍条件でも変化することを考慮し、強度比０．８を閾値とし、０．８以上を、本発明鋼材の効果が発現したものとした。

従来技術による溶接部（従来溶接部）においては、強度比が０．５前後であり（表４、比較例の強度比、参照）、このことを前提に考えれば、閾値０．８は、Type IV型損傷の発生による強度低下が殆どないことを意味している。

なお、推定クリープ破断強度とは、フェライト系耐熱鋼の使用温度、例えば、４５０〜６００℃において、それよりも、最大で１００℃高い温度までの温度加速クリープ試験による強度を含み、３万時間を超えるクリープ破断データを、ＬＭＰ法を用いて、温度と時間を等価に扱い、破断強度を推定計算した値である。

推定計算値は外挿値となるが、その次数が３以上の高次多項式関数であれば、精度高く計算することができるので、実際に必要な１０万時間のクリープ試験そのものは実施していない。

表４には、対比のため比較例の結果を示した。比較例３１は、鋼材に、安定なＭＸ型窒化物を生成するための遷移元素が添加されていないため（表３、参照）、溶接部が、Ａc₁変態点〜Ａc₁変態点＋３００℃に、複数回、加熱された時、溶接熱影響部（本例では、二重熱サイクル部位）の平均結晶粒径が小さくなり、焼入性が低下し、溶接部の推定クリープ破断強度が母鋼材との比で、０．７８であり、僅かに０．８を超えず、低下した例である。比較例３２も同様である。

比較例３３は、安定なＭＸ型窒化物を生成させた鋼材ではあるが、Type IV型損傷回避熱処理を施していないため、Type IV型損傷の発生を抑制できず、クリープ破断強度比が著しく低下した例である。

比較例３４は、溶接後、プラント機器又はプラント全体で、残留オーステナイト又は整合セメンタイトの消失処理を実施しなかったため、プラント構成フェライト系耐熱鋼材、特に、この場合、配管系統において、多大な歪みが発生し、溶接部が破損し、強度比が著しく低下した例である。

比較例３５は、鋼材に、Type IV型損傷回避熱処理を施したが、その条件において、最高加熱温度が低く、このため、残留オーステナイト又は整合セメンタイトを十分に溶接前の組織に存在させることができず、Type IV型損傷の発生を回避することができなかった例である。

比較例３６は、鋼材に、Type IV型損傷回避熱処理を施したが、その条件において、冷却速度が遅すぎ、そのため、残留オーステナイトの分解又は整合セメンタイトの成長により、組織の整合性が消失して、残留オーステナイト又は整合セメンタイトを十分に溶接前の組織に存在させることができず、Type IV型損傷の発生を回避することができなかった例である。

比較例３７は、本発明で規定する処理及び処理条件を全て満たすものであるが、溶接入熱と板厚の関係から、溶接時の昇温速度が遅すぎて、本発明鋼材の効果が得られず、結果として、溶接熱影響部に細粒域が生成してしまい、Type IV型損傷の発生を回避することができなかった例である。

比較例３８は、HCreqが高すぎて、フェライト単相鋼となり、鋼材強度そのものが著しく低下し、さらに、Type IV型損傷回避熱処理による効果が発現せず、結局、Type IV型損傷が発生して、溶接部強度が、母鋼材強度に対して著しく低下した例である。

前述したように、本発明によれば、フェライト系耐熱鋼材の溶接部の熱影響部において、ＭＸ型窒化物の微細分散による強化機構を活用することにより強度を高め、Type IV型損傷が発生する懸念を完全に払拭することができるから、高温高圧プラント機器を構成する耐熱溶接構造体（耐熱構造体）の設計において、その高温強度を、クリープ破断強度の０．６７倍（通常の安全率）として設計することができる。その結果、従来発生していた溶接部起点の事故を防止することができる。したがって、本発明は、プラント建設産業において利用可能性が大きいものである。

フェライト系耐熱鋼材の溶接熱影響部に発生するType IV型損傷を示す図である。 本発明鋼材の溶接部（本発明溶接部）の６５０℃、１０万時間の推定クリープ破断強度と、従来耐熱鋼材の溶接部（従来溶接部）の上記推定クリープ破断強度を対比して示す図である。 溶接前の残留オーステナイト（残留γ）又は整合セメンタイト（整合θ）と、溶接熱影響部外縁部位（細粒域相当熱影響部）の平均旧γ粒径との関係を示す図である。 ９％Ｃｒフェライト系耐熱鋼材で製造した直線配管の長さ変化率と、残留オーステナイト（残留γ）量（体積％）との関係を示す図である。 多重の熱サイクルを受けた溶接部と母鋼材の６５０℃、１０万時間推定クリープ破断強度の比と、球相当直径２００ｎｍ以下のＭＸ型窒化物の析出密度（個／μｍ²）との関係を示す図である。 ＭＸ型窒化物の導入により、多重熱サイクル影響部部位（熱影響部外縁）の６５０℃、１０万時間推定クリープ破断強度比が安定化することを示す図である。

Claims (16)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．４〜１２．０％、Ｎ：０．００２〜０．１５％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｚｒ：０．００３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｔａ：０．０１〜０．１５％のいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）で定義するHCreq（溶接熱影響部のＣｒ当量）が０．４〜２０であるフェライト系耐熱鋼材であって、
   （ｚ）Ａc₁変態点〜Ａc₁変態点＋３００℃に加熱される鋼材の溶接熱影響部位に、旧オーステナイト粒の平均粒径が１０μｍ以上の低温変態組織が生成することを特徴とする溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
   HCreq＝［％Ｃｒ］＋６［％Ｓｉ］＋１１［％Ｖ］＋４［％Ｍｏ］＋１．５［％Ｗ］＋ ５［％Ｎｂ］＋１２［％Ａｌ］＋［％Ｒｅ］＋２［％Ｚｒ］＋５［％Ｔｉ］＋ ２［％Ｔａ］＋１５［％Ｂ］−１８［％Ｃ］−１２［％Ｎ］−４［％Ｎｉ］− ２［％Ｍｎ］−［％Ｃｕ］−２［％Ｃｏ］ ・・・（１）
2. 前記低温変態組織が、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物を含むベイナイト及び／又はマルテンサイトであることを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
3. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．４〜１２．０％、Ｎ：０．００２〜０．１５％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｚｒ：０．００３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｔａ：０．０１〜０．１５％のいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）で定義するHCreq（溶接熱影響部のＣｒ当量）が０．４〜２０であるフェライト系耐熱鋼材であって、
   （ｘ）Ａc₁変態点〜Ａc₁変態点＋３００℃に加熱される鋼材の溶接熱影響部位の前組織が、（x1）ベイナイト及び／又はマルテンサイトの低温変態組織、及び、（x2）低温変態前のオーステナイトと同じ結晶方位を有し、マルテンサイトのラス境界、又は、ベイナイト及び／又はマルテンサイトのブロック粒境界に存在する球相当平均粒径１０ｎｍ以上の残留オーステナイトを含み、
   （ｚ）Ａc₁変態点〜Ａc₁変態点＋３００℃に加熱される鋼材の溶接熱影響部位に、旧オーステナイト粒の平均粒径が１０μｍ以上で、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物を含むベイナイト及び／又はマルテンサイトの低温変態組織が形成されることを特徴とする溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
   HCreq＝［％Ｃｒ］＋６［％Ｓｉ］＋１１［％Ｖ］＋４［％Ｍｏ］＋１．５［％Ｗ］＋ ５［％Ｎｂ］＋１２［％Ａｌ］＋［％Ｒｅ］＋２［％Ｚｒ］＋５［％Ｔｉ］＋ ２［％Ｔａ］＋１５［％Ｂ］−１８［％Ｃ］−１２［％Ｎ］−４［％Ｎｉ］− ２［％Ｍｎ］−［％Ｃｕ］−２［％Ｃｏ］ ・・・（１）
4. 前記低温変態組織が、マルテンサイトのラス内、又は、ベイナイト及び／又はマルテンサイトのブロック粒内に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物であって、透過電子顕微鏡を用いた５万倍の観察にて確認できるＭＸ型窒化物を、２個／μｍ²以上含むことを特徴とする請求項３に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
5. 前記残留オーステナイトを、体積率で０．５％以上、５％以下含むことを特徴とする請求項３又は４に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
6. 前記残留オーステナイトを、体積率で、０．５％以上、３％以下含むことを特徴とする請求項３又は４に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
7. 前記残留オーステナイトの３０％以上が、同じ結晶方位を有することを特徴とする請求項３〜６のいずれか１項に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
8. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．４〜１２．０％、Ｎ：０．００２〜０．１５％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｚｒ：０．００３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｔａ：０．０１〜０．１５％のいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）で定義するHCreq（溶接熱影響部のＣｒ当量）が０．４〜２０であるフェライト系耐熱鋼材であって、
   （ｙ）Ａc₁変態点〜Ａc₁変態点＋３００℃に加熱される鋼材の溶接熱影響部位の前組織が、（y1）ベイナイト及び／又はマルテンサイトの低温変態組織、及び、（y2）低温変態前のオーステナイトの結晶方位と低温変態組織の結晶方位を整合させる特定の結晶方位を有し、マルテンサイトのラス境界、又は、マルテンサイト及び／又はベイナイトのブロック粒境界に存在する球相当平均粒径１０ｎｍ以上の整合セメンタイトを含み、（ｚ）Ａc₁変態点〜Ａc₁変態点＋３００℃に加熱される鋼材の溶接熱影響部位に、旧オーステナイト粒の平均粒径が１０μｍ以上で、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物を含むベイナイト及び／又はマルテンサイトの低温変態組織が形成されることを特徴とする溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
   HCreq＝［％Ｃｒ］＋６［％Ｓｉ］＋１１［％Ｖ］＋４［％Ｍｏ］＋１．５［％Ｗ］＋ ５［％Ｎｂ］＋１２［％Ａｌ］＋［％Ｒｅ］＋２［％Ｚｒ］＋５［％Ｔｉ］＋ ２［％Ｔａ］＋１５［％Ｂ］−１８［％Ｃ］−１２［％Ｎ］−４［％Ｎｉ］− ２［％Ｍｎ］−［％Ｃｕ］−２［％Ｃｏ］ ・・・（１）
9. 前記低温変態組織が、マルテンサイトのラス内、又は、ベイナイト及び／又はマルテンサイトのブロック粒内に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物であって、透過電子顕微鏡を用いた５万倍の観察にて確認できるＭＸ型窒化物を、２個／μｍ²以上含むことを特徴とする請求項８に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
10. 前記整合セメンタイトを、体積率で、０．５％以上、５％以下含むことを特徴とする請求項８又は９に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
11. 前記整合セメンタイトを、体積率で、０．５％以上、３％以下含むことを特徴とする請求項８又は９に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
12. 前記整合セメンタイトの３０％以上が、同じ結晶方位を有することを特徴とする請求項８〜１１に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
13. 前記フェライト系耐熱鋼材が、さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、Ｒｅ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｏ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％のいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜１２のいずれか１項に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
14. 前記フェライト系耐熱鋼材が、さらに、質量％で、Ｙ：０．００５〜０．０５％、Ｃｅ：０．００５〜０．５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、Ｂａ：０．０００３〜０．００５％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｌａ：０．００５〜０．０５％のいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜１３のいずれか１項に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
15. 請求項１〜１４のいずれか１項に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材を溶接して製造したことを特徴とする溶接熱影響部のクリープ特性に優れた耐熱構造体。
16. 前記耐熱構造体の全体に、Ａc₁変態点以下で、１分以上の熱処理を施し、残留オーステナイト又は整合セメンタイトを、体積率で、０．５％未満に低減したことを特徴とする請求項１５に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れた耐熱構造体。