JP2008266786A - Heat-resistant ferritic steel material superior in creep characteristics at weld heat-affected zone, and heat-resistant structure - Google Patents
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Abstract
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。 The present invention relates to a heat-resistant welded structure used at a high pressure of 450 ° C. or higher, particularly a thermal power plant for energy conversion and a ferritic heat-resistant steel material constituting a petrochemical plant for energy purification. The present invention relates to a ferritic heat resistant steel material having excellent creep characteristics of a heat affected zone of weld (hereinafter sometimes referred to as “HAZ”).
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。 With the background of recent depletion of energy resources and a review of mass consumption, steel structures used at high temperature and high pressure, especially in the operation of pressure equipment, are required to efficiently convert energy to protect the global environment. Yes. In the future, it is expected to develop technologies for realizing low-emission large-scale power generation such as nuclear power generation and fast breeder reactors, light water reactors, and fusion reactors.
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。 Further, in oil, coal, or natural gas thermal power generation that has been operating in the past, it is important to develop a technique for efficiently acquiring electric energy from the viewpoint of preventing global warming.
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。 In addition, since exhaust gas discharged from vehicles for transportation contains substances that adversely affect the global environment, crude oil is desulfurized in order to clean the fuel itself and reduce the emissions of these substances. So-called deep immersion desulfurization technology, which is performed at higher temperature and pressure, has attracted attention.
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。 In order to improve the operation rate in such power plants and chemical plants, or to improve the purification rate, the usage environment of the equipment constituting the plant tends to increase in temperature and pressure, and at the same time, energy demand As the demand for construction of electric power plants and chemical plants advances on a global scale, the development of technology that can stably operate electric power plants and chemical plants even at high temperatures and high pressures is required.
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。 Currently, thermal power generation covers the majority of electrical energy, and in the situation where chemical plants are operating in the high temperature range of 450-500 ° C, accidents in the equipment that makes up these systems are from the perspective of energy supply. It is fatal, and even with the system shut down for several days, the impact on society and economic loss are immeasurable.
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。 Such large-scale accidents that cause inoperability are often caused by damage to the steel sheets constituting the equipment, but the damage generally occurs at the welded portion of the steel material.
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。 When the metallographic structure of the weld is collected and observed with an optical microscope, it is possible to identify the part that is heated beyond the transformation point of the steel material and the structure can change to become the starting point of damage. Destruction caused by a local decrease in creep strength occurring at a portion closest to the base material) is a serious problem in terms of plant equipment safety.
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。 The above destruction (damage) is a phenomenon (refer to Fig. 1) generally known as Type IV type damage (or Type IV type destruction) according to the classification according to the location of its occurrence. There are few (see Non-Patent Documents 1 and 2), and common recognition for elucidating the generation mechanism has not been established yet. Therefore, at present, Type IV type damage prevention technology that has been put into practical use has not been developed.
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。 In the design of plant equipment, the standards and regulations only provide guidelines for determining the high temperature allowable stress when there are welds, and by adding voluntary safety margins for equipment and plant manufacturers, The current situation is to prevent large-scale accidents.
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。 For this reason, the design is designed to ensure safety excessively, resulting in an increase in the weight of the plant equipment and an increase in manufacturing cost. Furthermore, there are concerns about an increase in the cost of energy to be supplied due to an increase in plant processes, an increase in operating costs. An increase in energy costs hinders stable supply.
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。 In addition, even if a design that ensures excessive safety is performed, there remains concern about the strength of the weld, and it is not expected to reduce the accident rate of the plant. It becomes a big factor to prevent. In addition, even if the composition design is performed to increase the strength of the steel material, the design strength of the plant is determined by the strength of the welded portion, so the improvement in the function of the steel material itself is meaningless.
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。 Thus, eliminating Type IV damage in the weld heat affected zone is extremely important for the construction of plants that perform high-temperature and high-pressure energy conversion. That is, if the occurrence of Type IV damage in the weld heat affected zone can be prevented, the high-temperature and high-pressure plant equipment will stably and sufficiently exert its function, and greatly contribute to the stable supply of low-cost energy.
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。 By the way, the strength reduction of the welded portion (welded joint) is generally said to be 30 to 50% in 100,000 hours. Eliminating this decrease in strength is equivalent to increasing the strength of the high-temperature plant equipment by 30 to 50%, as estimated from the decrease rate. This increase in strength is comparable to an increase in operating temperature of 50 to 80 ° C. in terms of plant operating conditions.
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。 For example, in the case of a thermal power plant, this increase in operating temperature improves the energy conversion efficiency by 5%. As a result, the thermal power plant becomes a high-efficiency energy conversion plant comparable to nuclear power generation.
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)。 Under the above background, the development of technology for suppressing the strength reduction in the welded portion of the heat-resistant steel material for high-temperature and high-pressure plants has been vigorously performed, and many results have been reported so far. As one of the representative techniques, a precipitation strengthening factor that supports the creep characteristics of the weld heat-affected zone, for example, techniques for stabilizing carbides, carbonitrides, and oxides (Patent Documents 1 to 5, reference).
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)。 Precipitates present in the weld heat-affected zone are migration obstacles that hinder the movement of dislocations contained in the martensite structure and bainite structure, so they may be reheated to a temperature above the transformation point and decompose and dissolve. Stabilizing certain carbides and carbonitrides is effective in suppressing the strength reduction at the weld (see Patent Documents 1 to 5).
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)。 In addition, since the oxide does not decompose and dissolve even in the reheat temperature range, if the oxide is dispersed instead of carbonitride and precipitation strengthening is attempted, a decrease in strength at the welded portion can be suppressed (Patent Document 1). ~ 5).
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。 However, the effect of stabilizing the precipitates in the heat affected zone is large when the precipitates are deposited very finely and with high density, but usually in the bainite structure and martensite structure where the dislocation density is high, the fixed dislocations. Due to the high density, the stabilization of the precipitate may not be the main strengthening factor. In particular, it is difficult to finely disperse oxides, and special manufacturing methods such as mechanical milling are indispensable, which is not a general method.
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。 Also, if a large amount of carbide or carbonitride is deposited and does not decompose and dissolve, when it is cooled again, the carbon concentration and nitrogen concentration in the base material will decrease, adversely affecting the structure formation of the weld heat affected zone In some cases, depending on the welding method, the strength reduction of the weld heat affected zone may not be significantly improved.
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。 Patent Document 6 discloses a technique in which a welded portion is heat-treated again with a base material after welding, for example, a technique for solving strength reduction in a weld heat-affected zone by quenching-tempering or normalizing-tempering. Is disclosed.
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。 This technology is a technology that returns the structure of the heat affected zone to the same structure as the base material structure. For the above reasons, this technology was not established as an industrial technology to prevent the occurrence of Type IV damage. Compared to the present invention, the effect is less likely to appear. That is, when the component equipment and the constituent units are larger than a certain size, it is difficult to heat treat the entire welded structure at the same time.
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。 Furthermore, in the above method, the weld metal strength is designed by welding as it is, that is, as cast, and tempering. Therefore, it becomes difficult to ensure the high temperature strength of the weld metal by the entire quenching and tempering, and the Type IV type. Prior to the occurrence of damage, the strength of the welded joint becomes difficult to design.
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。 In order to heat treat the entire welded structure at a high temperature necessary for quenching or tempering, it is necessary to use a large furnace. In the case of a large furnace, the equipment cost is high, and the energy cost to be used is also high. Therefore, in order to apply the technique disclosed in Patent Document 6 to industrial mass production, further technological development is required.
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。 However, it is actually impossible to heat treat the entire welded structure at the high temperatures required for quenching or tempering, and this heat treatment cannot completely suppress Type IV damage in the heat affected zone. .
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。 On the other hand, Non-Patent Document 3 reports a method for suppressing the refinement of the weld heat-affected zone structure and improving the creep characteristics. This method is to heat up to Ac 3 transformation point or higher before welding, introduce 3% residual γ, and prevent grain refinement by the growth coalescence, but does not produce cementite and residual γ. It is not applicable to the system.
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。 Furthermore, according to the above method, after welding, residual austenite occurs in the base metal, and the deformation progresses gradually during creep, resulting in a large heat stress in the piping and heat exchanger system. As a fatal situation can not be avoided.
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。
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。 The present invention uses a ferritic heat-resistant steel material, and when constructing a heat-resistant welding structure constituting a thermal power plant or a petrochemical plant, a local strength lowering phenomenon in a weld heat affected zone inevitably generated in a welded portion. It is an object of the present invention to completely prevent the occurrence of Type IV damage due to the occurrence of structural damage and the introduction of stable nitrides to prevent the destruction of the heat-resistant welded structure from the weld heat affected zone.
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。 And, the present invention solves the above-mentioned problems, and in designing a heat-resistant welded structure that constitutes a power generation blunt or a petrochemical plant, does not impair the safety of the heat-resistant welded structure even if the design margin is reduced. Alternatively, it is an object of the present invention to make a design margin high by utilizing a conventional design standard, and to increase the operating conditions, in particular, the pressure condition to increase the energy conversion efficiency, thereby realizing the construction of a low emission type plant.
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。 The inventor has experimentally confirmed that Type IV damage occurs in 9% Cr steel according to the generation mechanism described in Non-Patent Documents 1 and 2.
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。 As a result, the present inventor found that (i) the main cause of the strength decrease in the welded portion of 9% Cr steel was formed at the outer edge of the welded heat affected zone (site close to the base steel) in the welded heat affected zone. This is a decrease in the dislocation density in the fine-grained region. (Ii) In order to suppress the occurrence of Type IV damage in the weld zone, the change in the carbon concentration in the base steel during cooling after being affected by the welding heat In addition, it is important to ensure that the weld heat-affected zone structure and the base steel structure are uniform and consistent, and (iii) rarely formed multiple heat Even in the affected fine grain part (described later), when the base steel material structure contains a stable MX type nitride, if the MX type nitride is finely left in the low temperature transformation structure of the welded portion, the welding condition It is known that Type IV type damage can be prevented stably regardless of fluctuations I came to see it.
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。 This invention was made | formed based on the said knowledge, and the summary is as follows.
(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)
(1) By mass%, C: 0.01 to 0.20%, Si: 0.02 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.0%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Cr: 0.4 to 12.0%, N: 0.002 to 0.15%, and Ti: 0.005 to 0.20%, Zr: 0.003 to 0.20 %, Nb: 0.01 to 0.50%, V: 0.01 to 0.50%, Ta: 0.01 to 0.15%, one or more, and the balance Fe and A ferritic heat resistant steel material consisting of inevitable impurities and having an HCreq (Cr equivalent of the weld heat affected zone) defined by the following formula (1) of 0.4 to 20,
(Z) Ac 1 in weld heat affected zone of the transformation point to Ac 1 steel is heated to a transformation point + 300 ° C., welding heat an average particle size of prior austenite grains and generating the 10μm or more low-temperature transformation structure Ferritic heat-resistant steel with excellent creep properties in the affected area.
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。 (2) The low-temperature transformation structure is bainite and / or martensite containing one or more MX type nitrides of Ti, Zr, Nb, V, and Ta (1) The ferritic heat resistant steel material having excellent creep characteristics of the weld heat affected zone as described in (1).
(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)
(3) By mass%, C: 0.01 to 0.20%, Si: 0.02 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.0%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Cr: 0.4 to 12.0%, N: 0.002 to 0.15%, and Ti: 0.005 to 0.20%, Zr: 0.003 to 0.20 %, Nb: 0.01 to 0.50%, V: 0.01 to 0.50%, Ta: 0.01 to 0.15%, one or more, and the balance Fe and A ferritic heat resistant steel material consisting of inevitable impurities and having an HCreq (Cr equivalent of the weld heat affected zone) defined by the following formula (1) of 0.4 to 20,
(X) Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C. to tissue before the welding heat affected zone of the steel to be heated, (x1) low-temperature transformation structure of bainite and / or martensite, and, (x2) low-temperature transformation Having the same crystal orientation as the previous austenite, including residual austenite having a sphere equivalent average particle size of 10 nm or more present at the martensite lath boundary, or at the block grain boundary of bainite and / or martensite,
(Z) Any one of Ti, Zr, Nb, V, and Ta having an average grain size of prior austenite grains of 10 μm or more in a welding heat-affected region of a steel material heated to Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C. A ferritic heat resistant steel material excellent in creep characteristics of a weld heat affected zone, characterized in that a low temperature transformation structure of bainite and / or martensite containing one or more MX type nitrides is formed.
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。 (4) In the lath of martensite or in the block grains of bainite and / or martensite, one or more MX types of Ti, Zr, Nb, V, Ta are included in the low temperature transformation structure. The welding heat-affected zone as described in (3) above, comprising 2 nitrides / μm 2 or more of MX type nitrides, which are nitrides and can be confirmed by observation at 50,000 times using a transmission electron microscope Ferritic heat-resistant steel with excellent creep characteristics.
(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。 (5) Ferrite based on excellent creep characteristics of weld heat affected zone according to (3) or (4), wherein the retained austenite is contained in a volume ratio of 0.5% or more and 5% or less. Heat resistant steel.
(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。 (6) Ferritic heat resistance excellent in the creep characteristics of the weld heat affected zone according to (3) or (4), wherein the retained austenite is contained in a volume ratio of 0.5% or more and 3% or less. Steel material.
(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。 (7) Ferritic heat resistant steel material excellent in creep characteristics of weld heat affected zone according to any one of (3) to (6), wherein 30% or more of the retained austenite has the same crystal orientation .
(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)
(8) By mass%, C: 0.01 to 0.20%, Si: 0.02 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.0%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Cr: 0.4 to 12.0%, N: 0.002 to 0.15%, and Ti: 0.005 to 0.20%, Zr: 0.003 to 0.20 %, Nb: 0.01 to 0.50%, V: 0.01 to 0.50%, Ta: 0.01 to 0.15%, one or more, and the balance being Fe And HCreq (Cr equivalent of welding heat-affected zone) defined by the following formula (1) is 0.4 to 20 and consists of inevitable impurities,
(Y) Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C. to tissue before the welding heat affected zone of the steel to be heated, (y1) low-temperature transformation structure of bainite and / or martensite, and, (y2) low-temperature transformation It has a specific crystal orientation that matches the crystal orientation of the previous austenite with the crystal orientation of the low-temperature transformation structure, and the sphere equivalent average particle size present at the martensite lath boundary or at the block grain boundary of martensite and / or bainite Including matched cementite of 10 nm or more,
(Z) Any one of Ti, Zr, Nb, V, and Ta having an average grain size of prior austenite grains of 10 μm or more in a welding heat-affected region of a steel material heated to Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C. A ferritic heat resistant steel material excellent in creep characteristics of a weld heat affected zone, characterized in that a low temperature transformation structure of bainite and / or martensite containing one or more MX type nitrides is formed.
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。 (9) In the lath of martensite or in the block grains of bainite and / or martensite, one or more MX types of Ti, Zr, Nb, V, Ta are included in the low temperature transformation structure. The welding heat-affected zone as described in (8) above, comprising 2 nitrides / μm 2 or more of MX type nitrides that can be confirmed by 50,000-times observation using a transmission electron microscope Ferritic heat-resistant steel with excellent creep characteristics.
(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。 (10) The ferrite system having excellent creep characteristics of the weld heat affected zone according to (8) or (9), wherein the matched cementite is contained in a volume ratio of 0.5% or more and 5% or less. Heat resistant steel.
(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。 (11) The ferrite system having excellent creep characteristics of the weld heat affected zone according to (8) or (9), wherein the matched cementite is contained in a volume ratio of 0.5% or more and 3% or less. Heat resistant steel.
(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。 (12) The ferritic heat resistant steel material having excellent creep characteristics of the weld heat affected zone according to (8) to (11), wherein 30% or more of the matched cementite has the same crystal orientation.
(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。 (13) The ferritic heat resistant steel material is further in mass%, W: 0.01 to 3.0%, Mo: 0.01 to 3.0%, Re: 0.01 to 0.5%, Ni : 0.01 to 2.0%, Co: 0.01 to 5.0%, Cu: 0.01 to 2.0%, B: 0.0003 to 0.0050%, one or two of them The ferritic heat resistant steel material excellent in the creep characteristics of the weld heat affected zone according to any one of the above (1) to (12), characterized by containing the above.
(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。 (14) The ferritic heat resistant steel material is further in mass%, Y: 0.005 to 0.05%, Ce: 0.005 to 0.5%, Mg: 0.0003 to 0.005%, Ba : 0.0003 to 0.005%, Ca: 0.0003 to 0.005%, and La: 0.005 to 0.05%, containing one or more of the above ( 1) A ferritic heat-resistant steel material excellent in creep characteristics of a weld heat-affected zone according to any one of (13).
(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。 (15) The creep characteristics of the weld heat-affected zone characterized by being manufactured by welding the ferritic heat resistant steel material having excellent creep characteristics of the weld heat-affected zone according to any one of (1) to (14). Excellent heat resistant structure.
(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。 (16) The entire heat-resistant structure is subjected to a heat treatment for 1 minute or more at an Ac 1 transformation point or less to reduce residual austenite or matched cementite to less than 0.5% by volume ratio. The heat-resistant structure excellent in creep characteristics of the weld heat-affected zone as described in (15).
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。 According to the present invention, in the heat-affected zone of the welded portion of ferritic heat-resistant steel, the strength is enhanced by utilizing a strengthening mechanism based on the fine dispersion of MX type nitride, and the concern that Type IV type damage may occur is completely eliminated. Therefore, when designing heat-resistant welded structures (heat-resistant structures) that constitute high-temperature and high-pressure plant equipment, the high-temperature strength can be designed to be 0.67 times the creep rupture strength (normal safety factor). it can. As a result, it is possible to prevent an accident at the starting point of the weld heat affected zone that has occurred in the past.
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。 FIG. 1 shows a cross-section of Type IV damage occurring in a weld heat affected zone of a ferritic heat resistant steel material. The ferritic heat resistant steel material of the present invention (the steel material of the present invention) is shown in FIG. Since no type IV damage occurs, the creep characteristics of the weld heat affected zone are remarkably excellent.
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。 This invention steel material is the mass%, C: 0.01-0.20%, Si: 0.02-0.50%, Mn: 0.05-1.00%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Cr: 0.4 to 12.0%, N: 0.002 to 0.15%, and Ti: 0.005 to 0.20%, Zr: 0.003 to 0 .20%, Nb: 0.01 to 0.50%, V: 0.01 to 0.50%, Ta: 0.01 to 0.15%, containing one or more, the balance It is a ferritic heat resistant steel material composed of Fe and unavoidable impurities and having an HCreq (Cr equivalent of the weld heat affected zone) defined by the following formula (1) of 0.4 to 20.
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) 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。 First, the reason for limiting the chemical components and HCreq as described above will be described. In addition,% means the mass%.
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。 C: C contributes to the improvement of the hardenability of the ferritic heat resistant steel material, and at the same time forms carbides and carbonitrides and contributes to the improvement of the creep rupture strength of the base steel material. This improvement effect becomes clear with addition of 0.01% or more, but if added over 0.20%, the coarsening of the carbide or carbonitride is remarkably increased, and on the contrary, the creep rupture strength may be impaired. The upper limit is 0.20%. In consideration of workability and structure stability, 0.05 to 0.12% is preferable.
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。 Si: Si is added as a deoxidizer in the steelmaking process, but is an element that contributes to improving the strength of the steel and the resistance to steam oxidation at high temperatures. The effect becomes remarkable with addition of 0.02% or more, but if added over 0.50%, oxide clusters are formed and toughness is lowered, so the upper limit is made 0.50%. In order to stably achieve both steam oxidation and toughness, 0.1 to 0.35% is preferable.
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。 Mn: Since Mn is an element that contributes to the improvement of the strength and toughness of steel, 0.05% or more is added. On the other hand, if added over 1.0%, the creep rupture strength decreases, so the upper limit is made 1.0%. For the purpose of improving the long-term creep rupture strength, 0.1 to 0.5% is preferable.
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。 Cr: Cr is an element that remarkably improves hardenability. In heat-resistant steel, it is an element that simultaneously improves high-temperature steam oxidation, so 0.4% or more is added. On the other hand, if added over 12.0%, the amount of precipitation of δ ferrite increases, and the creep rupture strength and toughness are remarkably reduced, so the upper limit is made 12.0%.
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。 Industrially, in order to obtain a uniform quenched structure and at the same time to obtain a required level of steam oxidation resistance, 1.0 to 9.0% is preferable, but in order to further increase the creep strength, 3 0.0 to 7.0% is more preferable.
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。 P, S: Since P and S are unavoidable impurity elements, it is preferable that P and S be less, P being 0.02% or less, and S being 0.01% or less.
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。 N: Since it is an element that forms MX-type nitride and contributes to the improvement of the creep rupture strength of the base steel material and the welded portion, 0.002% or more is added to ensure the above improvement effect. On the other hand, if added over 0.15%, the MX type nitride is coarsened, the creep rupture strength of the base steel material is not improved, and the MX type nitride remaining in the low temperature transformation structure of the weld is also coarse. Therefore, the upper limit is made 0.15%.
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。 Ti, Zr, Nb, V, and Ta: Ti, Zr, Nb, V, and Ta are essential elements for forming the MX type nitride and increasing the creep rupture strength of the base steel and the welded portion. In order to ensure the effect of improving the strength, one or more kinds are appropriately selected and added. Ti is 0.005% or more, Zr is 0.003% or more, and Nb is 0.01% or more. V must be added at 0.01% or more, and Ta must be added at 0.01% or more.
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。 On the other hand, excessive addition leads to excessive formation of MX-type nitride, aggregation and coarsening, and does not improve the creep rupture strength of the base steel, and MX-type nitride remaining in the low temperature transformation structure of the welded portion Since it coarsens and does not contribute to the improvement of the creep rupture strength of the welded portion, Ti is 0.20% or less, Zr is 0.20% or less, Nb is 0.50% or less, and V is 0.50. % And Ta are added in the range of 0.15% or less.
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。 W, Mo, Re: W, Mo, Re is a precipitation strengthening mechanism by precipitation of intermetallic compounds, or precipitation of M 2 C, and precipitation of MC type carbide or carbonitride. Add to increase the hardenability of the base steel. In order to obtain this improvement effect, it is necessary to add 0.01% or more of each of W, Mo, and Re.
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。 On the other hand, when W is added in excess of 3.0%, Mo is added in excess of 3.0%, or Re is added in excess of 0.5%, the respective precipitates are coarse. On the contrary, the high temperature creep strength decreases, so W is added to 3.0% or less, Mo is added to 3.0% or less, and Re is added within a range of 0.5% or less.
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。 Ni, Co, Cu: Ni, Co, and Cu are all γ-phase stabilizing elements, so are added as appropriate. When a large amount of a ferrite stabilizing element is added, phase stability is lowered, δ ferrite is generated, and creep strength may be lowered. In order to avoid this strength reduction, one or more kinds are appropriately added within a range that does not affect the creep rupture strength.
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。 In order to stabilize the γ phase, it is necessary to add Ni, Co, or Cu in an amount of 0.01% or more. However, if excessively added, the high temperature creep strength of the steel material is impaired, so Ni is 2.0% or less. Co is added in the range of 5.0% or less, and Cu is added in the range of 2.0% or less.
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。 B: B enhances the hardenability of the base steel and stabilizes the residual γ phase or the matched θ phase, which is important in the Type IV type damage avoidance heat treatment (this heat treatment will be described later). The gamma phase that coalesces or nucleates facilitates the reproduction of the γ grains of the pre-structure, making it more reliable to avoid the occurrence of Type IV type damage.
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。 If the addition is less than 0.0003%, the above effect cannot be obtained, so 0.0003% or more is added. However, if the addition exceeds 0.0050%, weldability, in particular, hot cracking, or after welding is added. Since reheat embrittlement may be caused, the upper limit is made 0.0050%.
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。 In addition to the above elements, the steel of the present invention may inevitably contain other elements, Al, and O within the normal range that does not impair the characteristics of the steel of the present invention and the characteristics of the weld. In addition, Al: less than 0.02% and O: less than 0.01% are preferable.
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。 Further, the steel of the present invention may contain one or more of Y, Ce, Mg, Ba, Ca, and La as long as the properties of the steel of the present invention and the properties of the weld are not impaired. Good.
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。 Preferably, in mass%, Y: 0.005 to 0.05%, Ce: 0.005 to 0.5%, Mg: 0.0003 to 0.005%, Ba: 0.0003 to 0.005% , Ca: 0.0003 to 0.005% and La: 0.005 to 0.05%.
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。 These elements act as sulfide form control elements, play a role of preventing the formation of coarse MnS and increasing toughness.
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。 In the steel material of the present invention, in addition to the composition of each element, HCreq (Cr equivalent of the weld heat affected zone) defined by the above formula (1) is limited to 0.4 to 20. This limitation is an important condition for obtaining a high-strength ferritic heat-resistant steel material, as described below, and effectively enables the technology to avoid Type IV damage that occurs in the structure of the heat affected zone. This is an important condition for application.
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。 HCreq (Cr equivalent of weld heat affected zone) is the total of ferrite forming ability of elements other than Cr converted into the ferrite forming ability of Cr. Ferrite formation when affected by welding heat in steel welded joints It is an index indicating performance. HCreq is calculated including elements mixed as impurities even for chemical components not intentionally added.
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。 For example, Al is an element that tends to be mixed as an impurity. Even if it is mixed as an impurity, HCreq is calculated including the mixed amount as long as the mixed amount is clear.
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。 The Cr equivalent formula (basic formula) related to ordinary steel is shown in the Schaeffler phase diagram. The present inventor, however, controls each element in order to control the low temperature transformation structure in the weld heat affected zone to a required structure. Based on the phase stability of various heat-resistant steel materials, experimentally confirmed the ferrite-forming ability of the heat-resisting steel, and converted to the ferrite-forming ability of Cr, and integrated it to more accurately determine the ferrite-forming ability of the heat-affected zone of the heat-resistant steel. As an index to be evaluated, the above formula (1) is defined on the premise of the above basic formula.
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。 Therefore, the above formula (1) is a Cr equivalent formula unique to the steel of the present invention, which is different from the Cr equivalent formula described in a general technical book, in terms of coefficient and target phase stability. Thus, it is also a feature of the present invention that a Cr equivalent formula unique to the steel of the present invention is set.
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。 And in this invention steel material, HCreq is defined using said Formula (1), The value is limited to 0.4-20, The reason is as follows.
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。 When the HCreq is low in the steel material of the present invention, it is difficult to make the structure into high-strength bainite or martensite in a normal usage form, that is, in the form of a steel pipe or steel plate used for high-temperature pressure equipment. This also means that the previous tissue for preventing Type IV damage cannot be acquired stably, so the lower limit of HCreq is set to 0.4.
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。 On the other hand, if HCreq exceeds 20, as a characteristic of Cr-containing steel, ferrite may not be produced to obtain bainite or martensite, so the upper limit of HCreq is set to 20.
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。 HCreq is preferably 1.0 to 15.0, and more preferably 5.0 to 12.0 from the viewpoint of creep strength.
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。 Usually, ferritic heat-resistant steel is welded with a heat input of 1 kJ / mm or more, but a fine low-temperature transformation structure is generated in the weld heat affected zone due to the influence of the heat input of 1 kJ / mm or more.
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。 In the steel material of the present invention having the above chemical composition and the above HCreq, a Type IV type damage avoiding heat treatment (this heat treatment will be described later) is carried out before welding even under the influence of welding heat input of 1 kJ / mm or more. In this case, after cooling, a low-temperature transformation structure having an average particle size of old austenite grains (hereinafter sometimes referred to as “old γ grains”) of 10 μm or more is generated. This point is also a feature of the steel material of the present invention.
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。 The low-temperature transformation structure is bainite and / or martensite, and the traces of the former γ grains are obtained by etching the heat affected zone of the weld with a caustic solution (nitral, picric acid, nitric acid, aqua regia, etc.) and observing with an optical microscope. This can be confirmed.
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。 The inventor measured the particle diameter of 50 or more old γ grains with an optical microscope, and determined the average value as “average particle diameter of old γ grains” defined in the steel of the present invention. However, some of the newly formed austenite grains (hereinafter sometimes referred to as “new γ grains”) produced by the α → γ transformation are not included in the “average grain size of the old γ grains” for the following reasons.
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。 The average crystal grain size means the old γ grain size in the low-temperature transformation structure, but when the old γ grain is cut in the vicinity of the ridgeline where the two faces are joined during cross-sectional observation, the actual crystal grain size is not necessarily measured. I can't.
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。 The α → γ transformation in the weld heat-affected zone of the steel of the present invention occurs exclusively from the inside of the crystal grains, and therefore has the same crystal orientation and is retained austenite (hereinafter sometimes referred to as “residual γ phase”) or matched. When γ grains regenerated from cementite (hereinafter sometimes referred to as “matched θ phase” will be described later) grow and coalesce, new γ grains having no trace of old γ grains are formed from old γ grain boundaries. In some cases, the maximum particle size is 10 μm.
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。 The new γ grain is formed adjacent to the old γ grain boundary using the old γ grain as a nucleation site, and toward the inside of the γ grain without disappearing the old γ grain boundary. Since it grows, it is continuously generated on one side or both sides of the old γ grain boundary, but the exclusive volume (area) is small, and the characteristics of the weld heat affected zone are not particularly affected.
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。 New γ grains that have a small area and do not affect the characteristics of the heat affected zone cannot be handled in the same row as the old γ grains that affect the characteristics of the heat affected zone. Invented steel materials, excluding new γ grains, the diameter of γ grains that are not adjacent to the old γ grains are represented by the old γ grain diameter, represented by the visual diameter on the optical microscope, and the “average grain diameter of the old γ grains” Was calculated.
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。 In addition, although it may be a phenomenon even when the above-mentioned adjacent fine new γ grains are not generated, since it is rare, in the steel material of the present invention, in any case, residual γ phase or matched θ phase in the grains The “average grain size of old γ grains” is defined as the average grain size of γ grains that reproduces the austenite crystal orientation of the previous structure by coalescence and growth.
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。 In the steel material of the present invention, the average grain size of austenite crystal grains before low temperature transformation must be 10 μm or more in order to suppress the refinement of the low temperature transformation structure formed at the outer edge of the weld heat affected zone. Even if crystal grains having a particle diameter of 10 μm or less are present, if the average particle diameter is 10 μm, it is possible to suppress the refinement of the low-temperature transformation structure.
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。 However, if the average grain size is less than 10 μm, there are inevitably many austenite crystal grains with a grain size of 10 μm or less. Become.
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。 The average grain size of the austenite crystal grains before the low temperature transformation is set to 10 μm or more, and in order to suppress the refinement of the low temperature transformation structure, at least the portion including the groove before welding (the influence of the welding heat input of 1 kJ / mm or more) Heat treatment (hereinafter referred to as “Type IV damage avoidance heat treatment”) at a maximum heating temperature of 1000 to 1400 ° C., a holding time of 1 to 60000 seconds, and a cooling rate of 0.1 to 50 ° C./second. In the subsequent welding, it is preferable to select a welding condition in which the entire region of the welding heat-affected zone is heated at a temperature rising rate of 10 ° C./second or more.
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。 When the type IV type damage avoidance heat treatment is applied to the part including the groove before welding (the part affected by the welding heat input of 1 kJ / mm or more), the structure of the part is in view of the uniformity of the structure, Focusing on the more preferable residual γ-phase after welding, (x1) contains the low-temperature transformation structure of bainite and / or martensite, and (x2) has the same crystal orientation as austenite before low-temperature transformation, and martensite The structure contains residual austenite having a sphere equivalent average particle size of 10 nm or more present at the lath boundary or at the block grain boundary of bainite and / or martensite.
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。 Note that the austenite structure before low-temperature transformation can be observed with an electron diffraction image of an electron microscope of the dislocation substructure, so that the orientation of the crystals constituting the structure can be known by analyzing the Kikuchi line, etc. it can.
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。 In recent years, analysis technology has improved, and this analysis can easily measure the area ratio in the cross section by a crystal orientation mapping technology called EBSP (Electron Back Scattering Pattern analysis). And the volume ratio can also be easily obtained from the measured area ratio.
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。 As described above, when the structure is formed before welding, formation of a low-temperature transformation structure of bainite and / or martensite having an average grain size of prior austenite grains of 10 μm or more in the weld heat affected zone after welding. Will be promoted.
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。 Also in this case, the retained austenite necessary for avoiding Type IV damage is preferably 0.5% or more and 5% or less, and more preferably 0.5% or more and 3% or less by volume. Further, it is preferable from the viewpoint of avoiding Type IV damage that 30% or more of retained austenite has the same crystal orientation. The crystal orientation distribution of retained austenite can be measured by the EBSP method or the electron diffraction method using a transmission electron microscope.
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。 In addition, when Type IV type damage avoidance heat treatment is applied to at least a part including a groove before welding (a part affected by welding heat input of 1 kJ / mm or more), the structure of the part becomes structurally consistent. In view of the presence of cementite, (y1) includes the low temperature transformation structure of bainite and / or martensite, and (y2) matches the crystal orientation of the austenite before the low temperature transformation and the crystal orientation of the low temperature transformation structure. The normal vector of the “specific crystal orientation”, that is, the main orientation <111> of untransformed retained austenite and the main orientation <100> of orthorhombic Fe 3 C is within 15 ° in consideration of translational symmetry. And a certain azimuth relationship (a certain azimuth relationship with the tempered bainite and martensite, Pitsch-Schrader relationship, or Pitsch relationship), and the martensite lath boundary or martensa It becomes a structure including “matched cementite having a sphere equivalent average particle diameter of 10 nm or more” present at the block grain boundary of theite and / or bainite.
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。 The present inventor has found that cementite having the above orientation relationship plays an important role in suppressing the refinement of the weld heat affected zone structure. In the present invention, such cementite is referred to as “matched cementite” (matched θ phase or matched θ). This “matched cementite” plays the same role as the “residual austenite” from the viewpoint of effect. The crystal orientation of cementite can be measured with an electron microscope.
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。 However, when the formation of the weld changes in various ways, that is, when the welding conditions change and the temperature history acting on the weld heat affected zone changes in various ways, the Type IV type damage avoidance heat treatment is completely It is not always possible to suppress the occurrence of Type IV damage.
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。 Although rare, there are sites in the structure of the weld that are repeatedly subjected to heat treatment corresponding to the fine grain region a plurality of times. The multiple heat-affected fine-grained part formed by repeatedly receiving the heat treatment has a very small proportion of the weld heat-affected zone, but in heat-resistant steel whose toughness has decreased after long-term use, minute cracks are large. Since this may lead to damage, the formation of multiple heat-affected fine-grained parts must be suppressed as much as possible to eliminate the possibility of cracking.
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。 In the steel of the present invention, in consideration of this point, even if the Type IV type damage avoidance heat treatment is carried out immediately before welding, the outer edge structure of the weld heat affected zone is extremely finely divided, and the avoidance heat treatment is performed. Although the degree is small compared to the case of not carrying out, even when a part where the dislocation density is reduced is partially formed, the high temperature creep strength is maintained, so that the precipitation form does not easily change in multiple thermal cycles. Nitride is dispersed and precipitated. This is the greatest feature of the present invention.
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。 The Type IV type damage avoidance heat treatment may be usually performed in accordance with heat treatment conditions employed for heat treatment applied to high-strength heat-resistant steel, that is, quenching-tempering or normalizing-tempering.
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。 As described above, the “stable nitride” is one or more MX type nitrides of Ti, Zr, Nb, V, Ta, and the base steel is heated immediately above the transformation point. However, if it is heating for a short time, it is a nitride that is difficult to decompose and dissolve, so even after welding, it remains in the heat-affected zone without changing its form and does not lose its precipitation strengthening ability.
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。 Furthermore, in the steel material of the present invention, if one or more of Ti, Zr, Nb, V, Ta and N and N are contained within a specified range, the MX type nitride is always stable. Since it is dispersed and precipitated, a large amount of solute N at the time of transformation is not lost, and even in the multiple heat-affected fine-grained part, the hardenability does not change, even if the part is present, Presence does not contribute to the occurrence of Type IV damage.
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。 As described above, the present invention is a welded part having multiple heat-affected fine-grained parts subjected to a complex thermal history such as multiple thermal cycles by using both pre-weld heat treatment and stable nitride dispersion precipitation. Even if it exists, it is a technique which can actually form a high-strength weld part in which the creep rupture strength does not decrease.
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。 Next, production of the steel material of the present invention and production of a heat resistant structure using the steel material of the present invention will be described.
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。 The steel having the composition defined by the steel material of the present invention is melted by using a conventional blast furnace-converter-continuous cast iron steel integrated process, or an electric furnace steelmaking method, a direct reduction steelmaking method, etc. Is cast by an ingot casting method or a continuous casting method to obtain a slab having a predetermined size and shape.
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。 The steel slab is subjected to hot rolling to form a steel plate, and further, the steel plate is processed and formed into a steel pipe, or the steel slab is made into a seamless steel pipe by hot rolling or hot extrusion, or the above The slab is forged into a forged member, and the required tempering heat treatment, that is, quenching-tempering treatment, or normalizing-tempering treatment, is performed, and tempered bainite and / or tempered martensite is substantially 80% or more. Form a tissue containing.
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。 In the steel material of the present invention, tempered bainite and / or tempered martensite are referred to as bainite and / or martensite, and the volume ratio (% by volume) of bainite / martensite can be obtained by observation with an optical microscope.
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。 The steel material subjected to the tempering heat treatment originally has good high-temperature creep characteristics and toughness, and further has workability, and is suitable for plant construction. However, tempering causes decomposition or alteration of residual austenite or consistent cementite. In some cases, the suppression of the refinement of the weld heat affected zone may not be achieved.
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。 Therefore, in order to avoid the above situation, it is necessary to heat the steel plate or the entire steel material or the portion including the groove again before welding to generate residual austenite or matched cementite again.
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。 The knowledge of the present invention is that the tempering treatment is omitted or not intentionally performed within the range where no problems occur due to processing, deformation, etc., after quenching or normalizing the steel material and before the subsequent welding process. It is also effective in a method of welding and constructing a plant or a structural part. In fact, when effective in avoiding Type IV damage, the construction method can be said to be substantially the same as the present invention.
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。 These phases (residual γ phase or matched θ phase) are affected by welding heat during welding and reproduce the old γ grains. In addition, the α → γ transformation slightly occurs from the old γ grain boundary, which is the nucleation point of new crystal grains, due to the influence of welding heat, but the above phase acts to hinder the growth of the new crystal grains.
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。 Due to the reproducibility of the structure, in the weld heat affected zone of the steel of the present invention, the average grain size of the old γ grains does not become less than 10 μm at the site reheated near the temperature just above the transformation point. As a result, in the outer edge portion of the weld heat affected zone, the structure is prevented from being refined and hardenability is not lowered.
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。 In addition, stable nitrides are dispersed and precipitated by adjusting the chemical components defined in the scope of the present invention, and by obtaining stable precipitation strengthening, even welds that have undergone complex multiple thermal cycles, Type IV damage, which has been a problem in the past, does not occur in the weld heat affected zone.
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。 In order to avoid delayed fracture or embrittlement, a post-weld heat treatment (hereinafter sometimes referred to as “PWHT”) may be further applied to a weld having the above structure.
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。 This PWHT improves both the strength and toughness of the welded part and the structure in the vicinity of the weld, but the residual austenite or coherent cementite intentionally introduced into the steel material or the pre-weld part including the groove is not removed after welding. However, if it remains in the steel material or in the above part, for example, during the use of pressure equipment at a high temperature, due to temperature and load stress, it transforms over time into martensite, ferrite and Cr carbide, etc. Or it may change and a big volume change may arise as the whole steel materials or the whole apparatus.
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。 This volume change gives stress to various parts of the pipes in addition to thermal stress, particularly to the pipes carrying the high-temperature steam, which causes damage to the pressure equipment.
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。 Therefore, in the steel material of the present invention, the retained austenite or matched cementite is limited to 0.5% or less by volume, and even if the pressure device manufactured by welding the steel material of the present invention is exposed to high temperature, it is unique to the device. It is necessary to have a structure that gives only a small stress compared to the thermal stress generated by thermal expansion of the material. In practice, the welded member or welded structure may be subjected to tempering heat treatment under the condition that the retained austenite or the matched θ phase decomposes and deteriorates below the Ac 1 transformation point after welding.
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。 Welded structures manufactured by welding the steel of the present invention, such as pressure devices and plants, are heat resistant structures with excellent creep characteristics in the weld heat affected zone because Type IV type damage does not occur in the weld heat affected zone. However, the entire welded structure is subjected to a residual phase reduction heat treatment that is maintained for 1 minute or longer at an Ac 1 transformation point or less, and residual austenite or matched cementite is 0.5% by volume throughout the welded structure. It is more preferable to reduce to less than% and suppress the generation of stress due to the transformation or alteration.
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。 Even with the above heat treatment, the stable MX type nitride, which is a feature of the steel material of the present invention, is difficult to decompose and dissolve, so the strengthening mechanism by the nitride is not affected at all. The residual phase reducing heat treatment is preferably a heat treatment that is held at 400 ° C. or higher and below the Ac 1 transformation point for 10 minutes or longer.
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。 Next, examples of the present invention will be described. The conditions of the examples are one example of conditions adopted for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is limited to this one example of conditions. Is not to be done. The present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
(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。
Example 1
A heat resistant steel material having the chemical composition shown in Table 1 was subjected to Type IV avoidance heat treatment, and then the steel material was welded with a welding material having the chemical composition shown in Table 1 to constitute a pressure device. After the pressure device is subjected to a heat treatment for reducing the residual γ phase for 400 minutes or more and less than the Ac 1 transformation point for 10 minutes or more, the test is performed on the device component and the welded part of the device from 4 to 6 mm in parallel part diameter and 30 mm in parallel part length. Pieces were collected.
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。 And using the said test piece, the creep test which adds the stress (20-100 MPa) assumed by the use temperature (500-650 degreeC) of a pressure apparatus as a constant load is implemented, an apparatus structural member and this member welding The creep rupture life of the part was investigated.
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。 For comparison, heat resistant steel materials with the chemical components shown in Table 1 are not subjected to Type IV avoidance heat treatment, but welded with welding materials of the chemical components shown in Table 1 to form a pressure device. The creep rupture life of the member and the welded part of the member was investigated.
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。 FIG. 2 shows the creep rupture life of the welded part of the present invention (welded part obtained by TIG welding of 9% Cr ferritic heat-resistant steel A using welding material D at a heat input of 2 kJ / mm), that is, , 650 ° C., estimated creep rupture strength (MPa) at 100,000 hours. Furthermore, FIG. 2 also shows the estimated creep rupture strength (MPa) at 650 ° C. for 100,000 hours of the base steel material before welding and not subjected to Type IV damage avoidance heat treatment.
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。 The estimated creep rupture strength at 650 ° C. and 100,000 hours for the conventional weld is only about half of the estimated creep rupture strength at 650 ° C. and 100,000 hours for the base steel material. The estimated creep rupture strength is equal to the estimated creep rupture strength of the base steel at 650 ° C. and 100,000 hours.
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。 Next, FIG. 3 shows a weld heat-affected zone (Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C.) in a weld zone formed by welding 9% Cr ferritic heat-resistant steel material B using a common metal welding material C. In the base steel material part in the welded portion reheated to the original, the part that originally becomes a fine grain region (hereinafter sometimes referred to as “fine grain region equivalent heat affected zone” or “FG-HAZ”)). The relationship between the average crystal grain size and the amount of residual γ before welding measured by the X-ray diffraction peak method, and also the above average crystal grain size, electron microscope observation, and acid dissolution constant potential electrolytic extraction residue of the base material The relationship with the fixed amount of aligned cementite (alignment θ) before welding is shown.
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。 The average crystal grain size means the old γ grain size in the low temperature transformation structure, and does not include the grain size of the new γ grain as described above.
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。 From FIG. 3, in order to suppress the occurrence of Type IV damage, in order to increase the average crystal grain size in FG-HAZ (fine grain region equivalent heat-affected zone) to 10 μm or more, the retained austenite or matched cementite is 0.5% or more. I understand that it must exist.
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。 If consistent cementite or retained austenite remains or precipitates in excess of 5%, it may not be completely decomposed or dissolved when heat-treated to heat the equipment or the entire plant to a temperature below the Ac 1 transformation point. In addition, when the plant is operated at a high temperature, pipes and the like are remarkably deformed or broken, so the amount of matched cementite or retained austenite is preferably 5% or less in volume ratio.
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。 Note that, in pressure equipment or plants, curved pipes provided after long straight pipes are severely limited in deformation of the pipes, and in particular, may be limited to 3% at high temperatures, so matched cementite or residual austenite The amount is preferably 3% or less in terms of volume ratio.
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。 The relationship between the amount of retained austenite and the deformation rate of piping is already empirically known in Europe. The present inventor conducted a virtual test using a small test piece, and investigated the influence on the deformation due to the intermediate transformation or alteration. The result is shown in FIG.
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。 From FIG. 4, at 650 ° C., in order for the deformation to fall below the deformation limit of 0.5% (a large deformation reaching 50 cm with a straight pipe of 100 m), residual austenite remains in the base steel. It can be seen that if it is left unusable (pipe breaks due to the deformation), the amount needs to be reduced to 0.5% or less by volume ratio.
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。 The present inventor has also experimentally confirmed that it is necessary to reduce the volume ratio to 0.5% or less in the case of matched cementite.
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。 The deformation of the piping is presumed to be due to the precipitation or alteration of carbide accompanying volume change, but in the steel of the present invention, it avoids Type IV damage that occurs in the weld zone of ferritic heat-resistant steel. At the same time, it is possible to prevent deformation of the pressure equipment or the plant constituent members inevitably caused by the avoidance technique.
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。 Precipitation density of “stable MX type nitride” (M: one or more of Nb, V, Ti, Ta, Zr), which is an important feature in the steel of the present invention, and double or triple fine FIG. 5 shows the creep rupture strength of the weld zone subjected to repeated heat treatment within the grain region equivalent cycle, that is, within the range of Ac 3 + 300 ° C. from the Ac 3 transformation point, in comparison with the creep rupture strength of the base steel.
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。 From FIG. 5, it is understood that the creep rupture strength ratio is 0.8 or more when the precipitation density of MX type nitride is 2 pieces / m 2 or more. When the precipitation density is less than 2 pieces / m 2 , the concentration of one or more of Nb, Ti, V, Zr, and Ta deviates from the range defined by the steel material of the present invention. When the precipitation density is 2 pieces / m 2 or more, the effect of the steel of the present invention is remarkable.
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。 As shown in FIG. 6, when MX type nitride does not exist (refer to the left half in the figure), even if the structure is controlled by performing Type IV damage avoidance heat treatment before welding, Repeatedly, when subjected to the thermal cycle corresponding to the heat affected zone corresponding to the fine-grained area, although not necessarily frequent, Type IV type damage occurred in some welds, and the creep rupture strength ratio was 0.8 (Fig. Middle, dotted line, reference) may be significantly below.
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。 However, similarly, as shown in FIG. 6, when MX type nitride is introduced (refer to the right half in the figure), if the MX type nitride defined in the present invention is finely dispersed, creep rupture occurs. The strength ratio greatly exceeds 0.8 (see the dotted line in the figure), and it can be seen that Type IV damage can be avoided stably at the weld.
(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。
(Example 2)
The steel of the present invention having the chemical composition shown in Table 2 and the comparative steel having the chemical composition shown in Table 3 were heat-treated and welded under the conditions shown in Table 4 to confirm the effects of the steel of the present invention. The results are also shown in Table 4.
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。 In addition, the effect of this invention steel material was shown by the strength ratio with 100,000 hours estimated creep rupture strength of a base steel material using 100,000 hours estimated creep rupture strength.
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。 The creep characteristics of the welded part can not be evaluated only by the presence or absence of Type IV type damage, considering that it changes even with weld metal and subsequent stress relief annealing conditions, with a strength ratio of 0.8 as the threshold, The effect of the steel material of the present invention was expressed as 0.8 or more.
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。 In the welded part according to the prior art (conventional welded part), the strength ratio is around 0.5 (see Table 4, strength ratio of the comparative example). This means that there is almost no decrease in strength due to the occurrence of type IV damage.
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。 The estimated creep rupture strength includes the strength by a temperature accelerated creep test up to a temperature 100 ° C. higher than that at the use temperature of the ferritic heat resistant steel, for example, 450 to 600 ° C. The creep rupture data exceeding this is a value obtained by estimating the rupture strength by treating the temperature and time equivalently using the LMP method.
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。 Although the estimated calculation value is an extrapolation value, if it is a high-order polynomial function of degree 3 or higher, it can be calculated with high accuracy, so the actually required 100,000 hour creep test itself is not performed. .
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。 Table 4 shows the results of the comparative example for comparison. Since the transition element for producing the stable MX type nitride is not added to the steel material in Comparative Example 31 (see Table 3), the welded portion is between Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C. When heated multiple times, the average crystal grain size of the weld heat affected zone (in this example, the double thermal cycle site) becomes small, the hardenability decreases, and the estimated creep rupture strength of the weld zone is the base steel. The ratio is 0.78, which is slightly less than 0.8 and is an example of a decrease. The same applies to Comparative Example 32.
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。 Comparative Example 33 is a steel material that has generated stable MX type nitride, but since it has not been subjected to Type IV type damage avoidance heat treatment, the occurrence of Type IV type damage cannot be suppressed, and the creep rupture strength ratio is significantly reduced. This is an example.
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。 Since the comparative example 34 did not carry out the disappearance treatment of retained austenite or consistent cementite in the plant equipment or the entire plant after welding, a large amount of distortion occurred in the ferritic heat-resistant steel material, particularly in this case, the piping system. In this example, the welded portion was damaged and the strength ratio was significantly reduced.
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。 In Comparative Example 35, the steel material was subjected to Type IV type damage avoidance heat treatment, but under the conditions, the maximum heating temperature was low, and therefore, retained austenite or matched cementite could be sufficiently present in the structure before welding. This is an example in which the occurrence of Type IV damage could not be avoided.
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。 In Comparative Example 36, the steel material was subjected to Type IV type damage avoidance heat treatment, but under that condition, the cooling rate was too slow, so that the integrity of the structure disappeared due to decomposition of residual austenite or growth of matched cementite. This is an example in which residual austenite or matched cementite could not be sufficiently present in the structure before welding, and occurrence of Type IV damage could not be avoided.
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。 Comparative Example 37 satisfies all the treatments and treatment conditions specified in the present invention, but the temperature rise rate during welding is too slow due to the relationship between welding heat input and plate thickness, and the effect of the steel material of the present invention is obtained. As a result, a fine grain region was generated in the weld heat affected zone, and the occurrence of Type IV damage could not be avoided.
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。 In Comparative Example 38, HCreq is too high and becomes a ferritic single phase steel, the strength of the steel material itself is remarkably lowered, and further, the effect by the Type IV type damage avoiding heat treatment is not expressed, and eventually Type IV type damage occurs. This is an example in which the weld strength is significantly reduced with respect to the strength of the base steel.
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。 As described above, according to the present invention, in the heat-affected zone of the weld zone of the ferritic heat-resistant steel material, the strength is increased by utilizing the strengthening mechanism by the fine dispersion of MX type nitride, and Type IV type damage occurs. Since concerns can be completely wiped out, the high-temperature strength is 0.67 times the normal creep rupture strength (normal safety factor) in the design of heat-resistant welded structures (heat-resistant structures) that make up high-temperature and high-pressure plant equipment. Can be designed as As a result, it is possible to prevent an accident at the starting point of the weld that has occurred in the past. Therefore, the present invention has great applicability in the plant construction industry.
Claims (16)
(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) In mass%, C: 0.01 to 0.20%, Si: 0.02 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.0%, P: 0.02% or less, S: 0.01 % Or less, Cr: 0.4 to 12.0%, N: 0.002 to 0.15%, and Ti: 0.005 to 0.20%, Zr: 0.003 to 0.20%, Nb : 0.01 to 0.50%, V: 0.01 to 0.50%, Ta: 0.01 to 0.15% of any one type or two or more types, the balance Fe and inevitable impurities And a ferritic heat resistant steel material having an HCreq (Cr equivalent of the weld heat affected zone) defined by the following formula (1) of 0.4 to 20,
(Z) Ac 1 in weld heat affected zone of the transformation point to Ac 1 steel is heated to a transformation point + 300 ° C., welding heat an average particle size of prior austenite grains and generating the 10μm or more low-temperature transformation structure Ferritic heat-resistant steel with excellent creep properties in the affected area.
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)
(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) In mass%, C: 0.01 to 0.20%, Si: 0.02 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.0%, P: 0.02% or less, S: 0.01 % Or less, Cr: 0.4 to 12.0%, N: 0.002 to 0.15%, and Ti: 0.005 to 0.20%, Zr: 0.003 to 0.20%, Nb : 0.01 to 0.50%, V: 0.01 to 0.50%, Ta: 0.01 to 0.15% of any one type or two or more types, the balance Fe and inevitable impurities And a ferritic heat resistant steel material having an HCreq (Cr equivalent of the weld heat affected zone) defined by the following formula (1) of 0.4 to 20,
(X) Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C. to tissue before the welding heat affected zone of the steel to be heated, (x1) low-temperature transformation structure of bainite and / or martensite, and, (x2) low-temperature transformation Having the same crystal orientation as the previous austenite, including residual austenite having a sphere equivalent average particle size of 10 nm or more present at the martensite lath boundary, or at the block grain boundary of bainite and / or martensite,
(Z) Any one of Ti, Zr, Nb, V, and Ta having an average grain size of prior austenite grains of 10 μm or more in a welding heat-affected region of a steel material heated to Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C. A ferritic heat resistant steel material excellent in creep characteristics of a weld heat affected zone, characterized in that a low temperature transformation structure of bainite and / or martensite containing one or more MX type nitrides is formed.
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)
(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) In mass%, C: 0.01 to 0.20%, Si: 0.02 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.0%, P: 0.02% or less, S: 0.01 % Or less, Cr: 0.4 to 12.0%, N: 0.002 to 0.15%, and Ti: 0.005 to 0.20%, Zr: 0.003 to 0.20%, Nb : 0.01 to 0.50%, V: 0.01 to 0.50%, Ta: 0.01 to 0.15% of any one type or two or more types, the balance Fe and inevitable impurities And a ferritic heat resistant steel material having an HCreq (Cr equivalent of the weld heat affected zone) defined by the following formula (1) of 0.4 to 20,
(Y) Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C. to tissue before the welding heat affected zone of the steel to be heated, (y1) low-temperature transformation structure of bainite and / or martensite, and, (y2) low-temperature transformation It has a specific crystal orientation that matches the crystal orientation of the previous austenite with the crystal orientation of the low-temperature transformation structure, and the sphere equivalent average particle size present at the martensite lath boundary or at the block grain boundary of martensite and / or bainite includes more matching cementite 10 nm, in (z) Ac 1 in weld heat affected zone of the steel is heated to a transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C., an average particle size of prior austenite grains is 10μm or more, Ti, Zr, A welding heat-affected zone characterized in that a low-temperature transformation structure of bainite and / or martensite containing one or more MX type nitrides of Nb, V, and Ta is formed. Excellent ferritic heat resistant steel in creep characteristics.
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)
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