JP5326339B2 - Ferritic heat-resistant steel and heat-resistant structure with excellent creep characteristics in weld heat-affected zone - 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 depletion of energy resources in recent years and a review of mass consumption, steel structures used at high temperature and 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、鋼板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 that make up the equipment, but such damage generally occurs at the welds of the steel sheets.
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 occurrence position. 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 industrially 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 can 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は、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 rate of decrease. 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、焼入れ焼戻し、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 for heat-treating a welded part together with a base material after welding again, for example, a technique for solving strength reduction in a weld heat-affected zone by quenching and tempering. ing.
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、以下の理由で、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、本発明に比較して、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 technique is a technique for returning the structure of the weld heat affected zone to the same structure as the base material structure, and was not established as an industrial technique for preventing the occurrence of Type IV type damage for the following reasons. 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.
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.
また、溶接構造体全体を、焼入れ又は焼準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。 In addition, it is actually impossible to heat treat the entire welded structure at a high temperature necessary for quenching or normalizing, and this heat treatment completely suppresses Type IV type damage in the weld heat affected zone. Can not.
さらに、上記技術では、溶接金属の強度を、溶接まま、即ち、鋳造まま＋焼戻しの状態において設計しているので、全体の焼入＋焼戻しを行うと、溶接金属の高温強度を確保することが困難となり、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷の発生以前に、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 technique, the strength of the weld metal is designed as it is in the welded state, that is, as cast, and tempered. Therefore, when the entire quenching and tempering is performed, the high temperature strength of the weld metal can be secured. It becomes difficult to design the strength of the welded joint before the occurrence of Type IV damage.
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、残留オーステナイトを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オーステナイト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 above the Ac 3 transformation point before welding, introduce 3% residual austenite, and prevent grain refinement by its growth coalescence, but does not generate cementite and generate residual austenite. 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。 That is, Non-Patent Document 3 proposes only a non-industrial special solution and does not disclose a technique for stably suppressing Type IV damage. Rather, Non-Patent Document 3 suggests that the addition of 90 ppm of B can stably suppress Type IV type damage.
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 a heat-resistant welded structure constituting a thermal power plant or a petrochemical plant is constructed, a local strength decrease 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 nitride to prevent the heat-resistant welded structure from being destroyed from the 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、設計裕度を小さくとっても、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適正にとり、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 this invention solves the said subject, and does not impair the safety | security of a heat-resistant welded structure, even if design tolerance is made small in the design of the heat-resistant welded structure which comprises a power generation blunt or a petrochemical plant, or The purpose of this project is to achieve the construction of a low emission plant by taking advantage of the conventional design standards and taking the design margin appropriately, increasing the operating conditions, especially the pressure conditions, and improving the energy conversion efficiency.
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 the 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、次の知見を得るに至った。 As a result, the present inventors have obtained the following knowledge.
（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る。 (I) The main cause of the strength decrease in the welded part of 9% Cr steel is the decrease in the dislocation density in the fine grain region formed at the outer edge of the welded heat affected part (site close to the base steel) in the welded heat affected part. It is.
（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、Ａｃ3点直上に加熱された細粒域にて、炭化物が一部未固溶のままで残留し、低温変態組織の形成に必要な固溶Ｃ量が減少していても、転位密度の高いマルテンサイト及び／又はベイナイトを形成し、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る。 (Ii) In order to suppress the occurrence of Type IV type damage in the welded part, during cooling after being affected by welding heat, in the fine grain region heated just above the Ac 3 point, some of the carbide is not yet present. Even if the solid solution remains and the amount of dissolved C necessary for the formation of the low temperature transformation structure decreases, martensite and / or bainite having a high dislocation density is formed, and the structure of the heat affected zone and the base steel material It is important to ensure the uniformity and consistency of the organization.
さらに、本発明者は、上記知見を踏まえ、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷の発生を抑制する手法について鋭意研究した。その結果、次の知見を得るに至った。 Furthermore, based on the above findings, the present inventor has intensively studied a method for suppressing the occurrence of Type IV type damage. As a result, the following knowledge was obtained.
（ｉｉｉ）転位密度の高いマルテンサイト及び／又はベイナイトを形成するためには、溶接熱影響部焼入性指数ＨＤＩを定義し、このＨＤＩを所要の範囲に規制すれば、溶接熱影響部において結晶粒径が顕著に変化しても、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷の発生を抑制することができる。 (Iii) In order to form martensite and / or bainite having a high dislocation density, a weld heat-affected zone hardenability index HDI is defined, and if this HDI is regulated within a required range, crystals are formed in the weld-heat-affected zone. Even if the particle size changes significantly, the occurrence of Type IV type damage can be suppressed.
（ｉｖ）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型損傷の発生を抑制することができる。 (Iv) Even in a rarely formed multiple heat-affected fine-grained part (described later), when the base steel material structure contains stable MX type nitride, the MX type nitride is contained in the low temperature transformation structure of the welded portion. If it remains finely, it is possible to stably suppress the occurrence of Type IV type damage regardless of variations in welding conditions.
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：０．０１〜０．２０％、Ｚｒ：０．００３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｔａ：０．０１〜０．１５％のいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）で定義する溶接熱影響部焼入性指数ＨＤＩが、０．５〜８０であるフェライト系耐熱鋼材であって、
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、予め、旧オーステナイトの粒径が球相当平均直径で１００μｍ以上の低温変態組織が形成されており、溶接後、転位密度が、１×１０12個／ｍ2以上（Ｃｒ：０．４〜３．０％の場合）、又は、１×１０13個／ｍ2以上（Ｃｒ：３．０超〜１２．０％の場合）であり、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／μｍ 2 以上含むベイナイト及び／又はマルテンサイト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。
(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: 0.01 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 a weld heat affected zone hardenability index HDI defined by the following formula (1) of 0.5 to 80,
The welding heat affected zone of the steel is heated to Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C., in advance, and 100μm or more low-temperature transformation structure with a grain size of old austenite is an average equivalent-sphere diameter is formed, after welding The dislocation density is 1 × 10 12 pieces / m 2 or more (in the case of Cr: 0.4 to 3.0%), or 1 × 10 13 pieces / m 2 or more (Cr: more than 3.0 to 12. 0%), which is one or more MX type nitrides of Ti, Zr, Nb, V, and Ta, which can be confirmed by 50,000 times observation using a transmission electron microscope. A ferritic heat resistant steel material excellent in creep characteristics of a weld heat affected zone, characterized in that bainite and / or martensite containing MX type nitrides of 2 pieces / μm 2 or more are generated.
ＨＤＩ＝√［％Ｃ］√［％Ｎ］（１＋０．５［％Ｓｉ］）（１＋３［％Ｍｎ］）（１＋２［％Ｃｒ］）（１＋３［％Ｍｏ］）（１＋０．８［％Ｗ］）（１＋０．３［％Ｃｕ］）（１＋０．５［％Ｎｉ］）（１＋２．５［％Ｎｂ］）（１＋１．５［％Ｖ］）（１＋０．５［％Ａｌ］）（１＋０．３［％Ｔｉ］）（１＋０．３［％Ｚｒ］）（１＋０．２［％Ｒｅ］）（１＋２５［％Ｂ］）（１＋０．５［％Ｃｏ］）（１＋０．２［％Ｔａ］）・・・（１） HDI = √ [% C] √ [% N] (1 + 0.5 [% Si]) (1 + 3 [% Mn]) (1 + 2 [% Cr]) (1 + 3 [% Mo]) (1 + 0.8 [% W] ) (1 + 0.3 [% Cu]) (1 + 0.5 [% Ni]) (1 + 2.5 [% Nb]) (1 + 1.5 [% V]) (1 + 0.5 [% Al]) (1 + 0.3 [% Ti]) (1 + 0.3 [% Zr]) (1 + 0.2 [% Re]) (1 + 25 [% B]) (1 + 0.5 [% Co]) (1 + 0.2 [% Ta])・ (1)
（２） 前記溶接熱影響部焼入性指数ＨＤＩが３．０〜６５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 ferritic heat resistant steel material having excellent creep characteristics of the weld heat affected zone according to (1), wherein the weld heat affected zone hardenability index HDI is 3.0 to 65.
（３） 前記ＭＸ型窒化物が、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、微細に残留していることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。 ( 3 ) In the above ( 1 ) or (2) , the MX-type nitride remains finely in the martensite lath or in the bainite and / or martensite block grains. Ferritic heat-resistant steel with excellent creep characteristics in the weld heat-affected zone as described.
（４） 前記フェライト系耐熱鋼材が、さらに、質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｏ：０．０１％以下を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）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。 ( 4 ) The ferritic heat-resistant steel material further contains, by mass%, Al: 0.001 to 0.05%, O: 0.01% or less, (1) to ( 3 ) A ferritic heat-resistant steel material excellent in creep characteristics of the weld heat-affected zone as described in any of the above.
（５） 前記フェライト系耐熱鋼材が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５％を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）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。 ( 5 ) The welding heat according to any one of (1) to ( 4 ), wherein the ferritic heat-resistant steel material further contains B: 0.0003 to 0.005% by mass%. Ferritic heat-resistant steel with excellent creep properties in the affected area.
（６） 前記フェライト系耐熱鋼材が、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜２．０％、Ｗ：０．０５〜３．０％、Ｒｅ：０．０５〜２．０％のうちの一種又は二種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（５）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。 ( 6 ) The ferritic heat resistant steel material is further in mass%, Mo: 0.05-2.0%, W: 0.05-3.0%, Re: 0.05-2.0% 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 ( 5 ), characterized by containing one or more of the above.
（７） 前記フェライト系耐熱鋼材が、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｃｏ：０．０１〜３．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％のうちの一種又は二種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（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 ) The ferritic heat-resistant steel material is further in mass%, and Ni: 0.01 to 0.5%, Co: 0.01 to 3.0%, Cu: 0.01 to 1.5% The ferritic heat resistant steel material having excellent creep characteristics of the weld heat affected zone according to any one of the above (1) to ( 6 ), characterized by containing one or more of the above.
（８） 前記フェライト系耐熱鋼材が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、Ｌａ：０．００５〜０．０５％、Ｃｅ：０．００５〜０．１０％、Ｙ：０．００５〜０．１０％、Ｂａ：０．０００３〜０．００５％のうちの一種又は二種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれかに記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。 ( 8 ) The ferritic heat resistant steel material is further in mass%, Ca: 0.0003 to 0.005%, Mg: 0.0003 to 0.01%, La: 0.005 to 0.05%, Ce. : 0.005 to 0.10%, Y: 0.005 to 0.10%, Ba: 0.0003 to 0.005%, or one or more of the above (1) The ferritic heat-resistant steel material excellent in the creep characteristics of the weld heat-affected zone as described in any one of) to ( 7 ).
（９） 前記（１）〜（８）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。 ( 9 ) The creep characteristics of the weld heat-affected zone characterized by being manufactured by welding the ferritic heat resistant steel material excellent in the creep characteristics of the weld heat-affected zone according to any one of (1) to ( 8 ). Excellent heat resistant structure.
本発明によれば、フェライト系耐熱鋼材の溶接熱影響部において、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 a ferritic heat-resistant steel material, 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 wiped out. Therefore, in the design of a heat-resistant welded structure (heat-resistant structure) constituting a high-temperature and high-pressure plant device, the high-temperature strength can be designed as 0.67 times the creep rupture strength (normal safety factor). As a result, it is possible to prevent an accident at the starting point of the weld heat affected zone that has occurred conventionally.
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 Type IV damage does not occur, 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：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．４〜１２．０％、Ｎ：０．００２〜０．１５％、及び、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｚｒ：０．００３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｔａ：０．０１〜０．１５％のいずれか１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）で定義する溶接熱影響部焼入性指数ＨＤＩが、０．５〜８０であるフェライト系耐熱鋼である。 This invention steel material is the mass%, C: 0.01-0.20%, Si: 0.02-0.50%, Mn: 0.05-1.0%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Cr: 0.4 to 12.0%, N: 0.002 to 0.15%, and Ti: 0.01 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 consisting of Fe and inevitable impurities and having a weld heat affected zone hardenability index HDI defined by the following formula (1) of 0.5 to 80.
ＨＤＩ＝√［％Ｃ］√［％Ｎ］（１＋０．５［％Ｓｉ］）（１＋３［％Ｍｎ］）（１＋２［％Ｃｒ］）（１＋３［％Ｍｏ］）（１＋０．８［％Ｗ］）（１＋０．３［％Ｃｕ］）（１＋０．５［％Ｎｉ］）（１＋２．５［％Ｎｂ］）（１＋１．５［％Ｖ］）（１＋０．５［％Ａｌ］）（１＋０．３［％Ｔｉ］）（１＋０．３［％Ｚｒ］）（１＋０．２［％Ｒｅ］）（１＋２５［％Ｂ］）（１＋０．５［％Ｃｏ］）（１＋０．２［％Ｔａ］）・・・（１） HDI = √ [% C] √ [% N] (1 + 0.5 [% Si]) (1 + 3 [% Mn]) (1 + 2 [% Cr]) (1 + 3 [% Mo]) (1 + 0.8 [% W] ) (1 + 0.3 [% Cu]) (1 + 0.5 [% Ni]) (1 + 2.5 [% Nb]) (1 + 1.5 [% V]) (1 + 0.5 [% Al]) (1 + 0.3 [% Ti]) (1 + 0.3 [% Zr]) (1 + 0.2 [% Re]) (1 + 25 [% B]) (1 + 0.5 [% Co]) (1 + 0.2 [% Ta])・ (1)
ここで、溶接熱影響部焼入性指数ＨＤＩの式（１）は、炭素量が０．２％Ｃ以下の低合金鋼の溶接熱影響部における焼入性を評価するにあたり、一般に用いられる理想臨界直径ＤＩの式を最適化したものである。すなわち、主要合金元素Ｘの焼入性倍数ｆXは一次式ｆX＝１＋αX［％Ｘ］で表せると仮定して、炭素量が０．２％Ｃ以下の低合金鋼の溶接熱影響部の光学顕微鏡組織観察結果を元に、回帰分析により、αXを決定して求めた。焼入性倍数の式を前記一次式と仮定した理由は、一般に良く知られたGrossmannらが求めた焼入性倍数の図において、各主要合金元素の焼入性倍数が一定範囲で、前記一次式で表されることによる。ただし、炭素量および窒素量については、１／２乗に比例することを知見したため、（１）式では１／２乗として組み入れている。
なお、フェライト系耐熱鋼では焼き戻して使用する場合がほとんどであり、その結果、有効結晶粒径がおおよそ１０〜１５μｍとほぼ一定となることもわかったので、結晶粒径の影響については、ＨＤＩの式には組み入れていない。
したがって、対象製品の溶接熱影響部焼入性を指数ＨＤＩで表すことができる。
このＨＤＩと鋼材の特性との関係から、満足すべきＨＤＩしきい値を決定して適用した。
Here, the equation (1) of the weld heat affected zone hardenability index HDI is an ideally used value for evaluating the hardenability in the weld heat affected zone of a low alloy steel having a carbon content of 0.2% C or less. This is an optimization of the formula for the critical diameter DI. That is, assuming that the hardenability factor f X of the main alloy element X can be expressed by the primary expression f X = 1 + α X [% X], the weld heat affected zone of the low alloy steel having a carbon content of 0.2% C or less. Based on the observation result of the optical microscope, α X was determined and determined by regression analysis. The reason why the hardenability factor is assumed to be the linear equation is that the hardenability factor of each main alloy element in the hardenability factor figure obtained by Grossmann et al. By being expressed by a formula. However, since it has been found that the amount of carbon and the amount of nitrogen are proportional to the 1/2 power, they are incorporated as the 1/2 power in the equation (1).
It should be noted that most ferritic heat resistant steels are tempered and used, and as a result, it has been found that the effective crystal grain size is approximately constant at 10 to 15 μm. Is not included in the formula.
Therefore, the weld heat affected zone hardenability of the target product can be expressed by the index HDI.
From the relationship between the HDI and the characteristics of the steel material, a satisfactory HDI threshold was determined and applied.
まず、化学成分及びＨＤＩ値の範囲を前述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 ranges of chemical components and HDI values 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 when 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 hardened structure and at the same time to obtain a required level of steam oxidation resistance, 1.0 to 9.0% is preferable. In order to further increase the creep strength, 3.0-7.0% 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。 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 it exceeds 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. And does not contribute to the improvement of the creep rupture strength of the weld.
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ：Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａは、ＭＸ型窒化物を形成し、母鋼材と溶接部のクリープ破断強度を向上するために必須の元素である。この向上効果を確保するため、１種又は２種以上を添加するが、Ｔｉは０．０１％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。 Ti, Zr, Nb, V, Ta: Ti, Zr, Nb, V, and Ta are essential elements for forming MX-type nitrides and improving the creep rupture strength between the base steel and the weld. In order to secure this improvement effect, one or more kinds are added, but Ti is 0.01% or more, Zr is 0.003% or more, Nb is 0.01% or more, and V is 0.01% or more. , Ta is added in an amount of 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型炭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 causes excessive formation, aggregation and coarsening of MX-type nitrides, and the creep rupture strength of the base steel material is not improved. Also, MX-type carbonitrides remaining in the low temperature transformation structure of the welded part Since it is coarsened and does not contribute to the improvement of the creep rupture strength of the weld, Ti is 0.20% or less, Zr is 0.20% or less, Nb is 0.50% or less, V is 0.50% or less, Ta is added in a range of 0.15% or less.
本発明鋼材は、上記元素の他、本発明鋼の特性、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、Ａｌ、Ｏを含有してもよい。 In addition to the above elements, the steel material of the present invention may inevitably contain Al and O in a normal range that does not impair the characteristics of the steel of the present invention and the properties of the welded portion.
低Ｃｒ鋼を、５００℃以下の比較的低温の領域で使用する際に、むしろ、靱性を重視して、Ａｌを脱酸元素として添加する場合がある。この場合、Ａｌを最大０．０５％まで添加することが可能である。 When low Cr steel is used in a relatively low temperature region of 500 ° C. or lower, Al is sometimes added as a deoxidizing element with emphasis on toughness. In this case, it is possible to add Al up to 0.05%.
一方、製鋼技術的には困難を伴うが、通常、クリープ破断強度の観点から、Ａｌを０．００５％以下に抑制することが好ましいが、製鋼技術上の制約もあり、Ａｌの下限を、０．００１％とする。 On the other hand, although it is difficult in terms of steelmaking technology, it is usually preferable to suppress Al to 0.005% or less from the viewpoint of creep rupture strength. However, due to steelmaking technology limitations, the lower limit of Al is set to 0. 0.001%.
Ｏは、Ｃｒ添加を前提とする成分であり、基本的に添加しないが、不純物量程度の０．０１％以下の範囲内で、耐火物の損耗を防ぐため、敢えて添加する場合がある。この場合に、Ｏは、微小酸化物を生成して鋼材中に存在し、固溶化処理時に、結晶粒が異常に成長するのを抑制する効果を発揮する。 O is a component premised on the addition of Cr, and is basically not added, but may be added in order to prevent wear of the refractory within a range of 0.01% or less of the amount of impurities. In this case, O produces | generates a micro oxide, exists in steel materials, and exhibits the effect which suppresses that a crystal grain grows abnormally at the time of a solution treatment.
本発明鋼材は、クリープ特性のさらなる向上のため、又は、他の特性の向上のため、上記以外の他の元素を含有してもよい。 The steel of the present invention may contain other elements other than those described above for further improving the creep characteristics or for improving other characteristics.
本発明鋼材は、鋼材の焼入性を高めるため、Ｂを０．０００３〜０．００５％含有してもよい。０．０００３％未満の添加では、焼入性向上効果が得られないので、０．０００３％以上添加するが、０．００５％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。 The steel of the present invention may contain 0.0003 to 0.005% B in order to improve the hardenability of the steel. If less than 0.0003% is added, the effect of improving hardenability cannot be obtained, so 0.0003% or more is added, but if added over 0.005%, weldability, particularly hot cracking, or welding is added. Since it may cause later reheat embrittlement, the upper limit is made 0.0050%.
本発明鋼材は、金属間化合物析出、又は、Ｍ2Ｃ、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、Ｍｏ：０．０５〜２．０％、Ｗ：０．０５〜３．０％、Ｒｅ：０．０５〜２．０％のうちの一種又は二種以上を含有してもよい。 The steel material of the present invention uses a precipitation strengthening mechanism based on precipitation of intermetallic compounds or precipitation of M 2 C, and MC type carbides or carbonitrides, thereby increasing high temperature strength and improving hardenability of the base steel material. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types in Mo: 0.05-2.0%, W: 0.05-3.0%, Re: 0.05-2.0%.
上記向上効果を得るために、Ｍｏ、Ｗ、Ｒｅのそれぞれを、０．０５％以上添加するが、Ｍｏを、２．０％超えて添加したり、Ｗを、３．０％を超えて添加したり、また、Ｒｅを、２．０％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、Ｍｏは２．０％以下、Ｗは３．０％以下、また、Ｒｅは２．０％以下の範囲で添加する。 In order to obtain the above improvement effect, 0.05% or more of each of Mo, W, and Re is added. However, Mo is added in excess of 2.0%, or W is added in excess of 3.0%. In addition, if Re is added in excess of 2.0%, the respective precipitates are coarsened and the high-temperature creep strength is lowered. Therefore, Mo is 2.0% or less and W is 3.0%. Hereinafter, Re is added in a range of 2.0% or less.
また、本発明鋼材は、γ相安定化元素であるＮｉ、Ｃｏ、及び、Ｃｕを、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｃｏ：０．０１〜３．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％の範囲で、一種又は二種以上含有してもよい。 In addition, the steel material of the present invention contains Ni, Co, and Cu, which are γ-phase stabilizing elements, Ni: 0.01 to 0.5%, Co: 0.01 to 3.0%, Cu: 0.01 You may contain 1 type, or 2 or more types in -1.5% of range.
前記の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、クリープ破断強度が低下することがあるので、γ相を安定化し、この強度低下を回避するため、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕのいずれも、０．０１％以上添加する。一方、過剰に添加すると、鋼材のクリープ特性を損ねるので、Ｎｉは０．５％以下、Ｃｏは３．０％以下、Ｃｕは１．５％以下の範囲で添加する。 When a large amount of the above-mentioned ferrite stabilizing element is added, the phase stability is lowered, δ ferrite is generated, and the creep rupture strength may be lowered. Therefore, in order to stabilize the γ phase and avoid this strength reduction. Ni, Co, and Cu are added in an amount of 0.01% or more. On the other hand, if added excessively, the creep properties of the steel material are impaired, so Ni is added in a range of 0.5% or less, Co is 3.0% or less, and Cu is added in a range of 1.5% or less.
また、本発明鋼材においては、粗大硫化物、具体的には、ＭｎＳが偏析部に粗大析出することを防止するため、また、粒界に偏析してクリープ破断強度を低下させるＳを固定するため、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、Ｌａ：０．００５〜０．０５％、Ｃｅ：０．００５〜０．１０％、Ｙ：０．００５〜０．１０％、Ｂａ：０．０００３〜０．００５％のうちの一種又は二種以上を含有してもよい。 Moreover, in the steel material of the present invention, in order to prevent coarse sulfide, specifically, MnS from coarsely precipitating in the segregation part, and to fix S that segregates at the grain boundary and decreases the creep rupture strength. , Ca: 0.0003 to 0.005%, Mg: 0.0003 to 0.01%, La: 0.005 to 0.05%, Ce: 0.005 to 0.10%, Y: 0.005 -0.10%, Ba: You may contain 1 type or 2 types or more in 0.0003-0.005%.
本発明鋼においては、個々の元素の組成に加え、上記式（１）で定義する溶接熱影響部焼入性指数ＨＤＩを、“０．５〜８０”、好ましくは“３．０〜６５”に限定する。このＨＤＩの定義及び限定は、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 of the present invention, in addition to the composition of each element, the weld heat affected zone hardenability index HDI defined by the above formula (1) is “0.5 to 80”, preferably “3.0 to 65”. Limited to. The definition and limitation of HDI are important conditions for obtaining a high-strength ferritic heat-resistant steel as described below, and avoid type IV damage that occurs in the structure of the heat affected zone of welding. This is an important condition for the effective application of technology.
溶接熱影響部焼入性指数ＨＤＩが、所要の範囲内にあれば、溶接熱影響部外縁において、溶接熱により、Ａｃ1変態点以上、Ａｃ1変態点＋３００℃以下の範囲の温度に曝されて生成した細粒組織が存在していても、内部の転位密度が高いままに維持されて、従来から課題となっている“細粒組織域の転位密度低下”を、直接、防止することができる。 HAZ hardenability index HDI is, if within the predetermined range, the weld heat affected zone outer edge by welding heat, Ac 1 transformation point or more, subjected to a temperature in the range of Ac 1 transformation point + 300 ° C. or less Even if there is a fine-grained structure generated in this way, the internal dislocation density remains high, and it is possible to directly prevent the “dislocation density reduction in the fine-grained structure region” that has been a problem in the past. it can.
溶接熱影響部における“細粒組織域の転位密度低下”を防止することができれば、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷の発生を抑制することができるから、ＨＤＩが所要の範囲に限定されていることは、本発明鋼材において、極めて重要な要件である。 If it is possible to prevent “decrease in dislocation density in the fine-grained structure region” in the weld heat affected zone, the occurrence of Type IV type damage can be suppressed. Therefore, the fact that HDI is limited to the required range is This is an extremely important requirement for the invention steel.
ＨＤＩは、鋼の焼入性、特に、溶接熱影響部の焼入性を評価する指標であるが、本発明者は、溶接熱影響部の焼入性の良否が、溶接熱影響部への転位の導入に大きく影響するので、個々の元素の焼入性を総合して評価する指数を、新規に上記式（１）で定義し、本発明鋼材においては、その値を０．５〜８０に規制した。この点が、本発明の第一の特徴である。 HDI is an index for evaluating the hardenability of steel, in particular, the hardenability of the weld heat affected zone. Since this greatly affects the introduction of dislocations, an index for comprehensively evaluating the hardenability of each element is newly defined by the above formula (1), and in the steel material of the present invention, the value is 0.5-80. Regulated. This is the first feature of the present invention.
ＨＤＩを、０．５〜８０に、好ましくは、３．０〜６５に規制した理由は、次の通りである。 The reason why the HDI is regulated to 0.5 to 80, preferably 3.0 to 65 is as follows.
本発明鋼材において、ＨＤＩが０．５未満であると、溶接熱影響部の焼入性は低いままであり、一度、加熱を受けた部位が、溶接熱影響部の組成や冷却速度に依存して、再度、変態する際、低温変態する能力を欠くことになる。 In the steel of the present invention, if the HDI is less than 0.5, the hardenability of the weld heat affected zone remains low, and the portion once heated depends on the composition and cooling rate of the weld heat affected zone. When transforming again, the ability to transform at low temperatures is lacking.
その結果、溶接熱影響部の組織は、ベイナイト又はマルテンサイトとなり難く、一部は、フェライト組織になってしまうので、溶接熱影響部の高温クリープ強度が著しく低下して、典型的なＴｙｐｅ ＩＶ型損傷が生起することになる。 As a result, the structure of the weld heat affected zone is unlikely to be bainite or martensite, and part of it becomes a ferrite structure, so that the high temperature creep strength of the weld heat affected zone is significantly reduced, and the typical Type IV type Damage will occur.
したがって、溶接熱影響部焼入性指数ＨＤＩは、最低限必要な値として、０．５を下限とする。なお、溶接熱影響部において、組織が、再度、低温変態する能力を確実に確保するため、ＨＤＩは、３．０以上が好ましく、５．０以上が、より好ましい。 Therefore, the weld heat affected zone hardenability index HDI has a minimum required value of 0.5 as a lower limit. In the weld heat affected zone, the HDI is preferably 3.0 or more and more preferably 5.0 or more in order to ensure the ability of the structure to undergo low temperature transformation again.
一方、本発明鋼材が、ＨＤＩの値として８０を超える強い焼入性を有する場合、溶接熱影響部の強度は極めて高くなり、その結果、溶接残留応力に起因する高温割れが発生する可能性があり、また、焼戻した場合における焼戻し脆化が顕著となって、場合によっては、焼戻し割れが発生する可能性がある。 On the other hand, when the steel material of the present invention has a strong hardenability exceeding 80 as the value of HDI, the strength of the heat affected zone becomes extremely high, and as a result, there is a possibility that hot cracking due to welding residual stress occurs. In addition, temper embrittlement becomes remarkable when tempering, and tempering cracks may occur in some cases.
それ故、ＨＤＩの上限は８０とするが、高温割れや、焼戻し割れの発生の可能性を確実になくすためには、６５以下が好ましい。 Therefore, although the upper limit of HDI is 80, 65 or less is preferable in order to reliably eliminate the possibility of occurrence of hot cracking or tempering cracking.
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を受けて、冷却後、溶接熱影響部に細粒の低温変態組織が生成する。しかし、上記化学成分及び上記ＨＤＩの本発明鋼材においては、細粒の低温変態組織が生成しても、転位密度が、１×１０12個／ｍ2以上（Ｃｒ：０．４〜３．０％の場合）、又は、１×１０13個／ｍ2以上（Ｃｒ：３．０％超〜１２．０％の場合の低温変態組織が生成し、転位強化により、溶接熱影響部におけるＴｙｐｅ ＩＶ型損傷の発生を抑制することができる。 Usually, ferritic heat-resistant steel is welded with a heat input of 1 kJ / mm or more. However, after cooling, it is affected by the heat input of 1 kJ / mm or more. Produces. However, in the present steel material of the above chemical component and the above HDI, the dislocation density is 1 × 10 12 pieces / m 2 or more (Cr: 0.4 to 3.0) even if a fine grain low temperature transformation structure is formed. %) Or 1 × 10 13 pieces / m 2 or more (Cr: more than 3.0% to 12.0%, a low-temperature transformation structure is formed, and dislocation strengthening causes Type IV in the weld heat affected zone. Occurrence of mold damage can be suppressed.
即ち、本発明鋼材は、溶接後に、溶接熱影響部において、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷の発生を抑制することができる転位強化低温変態組織が生成するという潜在的な特性（潜在特性）を備えるものである。この点が、本発明鋼材の第二の特徴である。 That is, the steel material of the present invention has a potential characteristic (latent characteristic) that a dislocation-enhanced low-temperature transformation structure capable of suppressing the occurrence of Type IV type damage is generated in the welding heat-affected zone after welding. . This is the second feature of the steel material of the present invention.
転位密度の下限が、３％Ｃｒを境にして異なる理由は、次の通りである。 The reason why the lower limit of the dislocation density differs at the boundary of 3% Cr is as follows.
Ｃｒ量の多寡により、合金状態図の形態が変化する。Ｃｒ量が少ないと、鉄−炭素系状態図に近い形態のγループ型状態図となり、Ｃｒ量が多いと、典型的なγループ型状態図となる。即ち、Ｃｒ量の多寡により、及び／または、第３元素の影響（この影響の度合いはＣｒ量の多寡に応じて変化する）により、鋼材の変態点は変化し、当然に、焼入性は変化する。 The shape of the alloy phase diagram changes depending on the amount of Cr. When the amount of Cr is small, a γ loop type phase diagram having a form close to an iron-carbon phase diagram is obtained, and when the amount of Cr is large, a typical γ loop type phase diagram is obtained. That is, due to the amount of Cr and / or the influence of the third element (the degree of this effect changes depending on the amount of Cr), the transformation point of the steel material changes. Change.
焼入性の変化は、そのまま、低温変態組織そのものを変えることになる。即ち、Ｃｒ量が少ないと、ベイナイト主体の組織となり、Ｃｒ量が多いと、マルテンサイト主体の組織となる。したがって、溶接熱影響部の細粒域に導入すべき転位の密度は、細粒域に生成する低温変態組織により変えなければならず、当然に、Ｃｒ量の多寡に応じて溶接熱影響部の細粒域に導入すべき転位の転位密度を変えるべきである。 The change in hardenability changes the low temperature transformation structure itself. That is, when the Cr content is small, a bainite-based structure is formed, and when the Cr content is large, a martensite-based structure is formed. Therefore, the density of dislocations to be introduced into the fine-grained region of the weld heat-affected zone must be changed by the low-temperature transformation structure generated in the fine-grained region, and of course, depending on the amount of Cr, The dislocation density of dislocations to be introduced into the fine grain region should be changed.
即ち、鋼材が、Ｃｒ：０．４〜３．０％を含有する場合は、転位密度が１×１０12個／ｍ2以上の低温変態組織を形成し、鋼材が、Ｃｒ：３．０％超〜１２．０％の場合は、転位密度が１×１０13個／ｍ2以上の低温変態組織を形成する。 That is, when the steel material contains Cr: 0.4 to 3.0%, a low temperature transformation structure having a dislocation density of 1 × 10 12 pieces / m 2 or more is formed, and the steel material has Cr: 3.0%. When the content is more than 12.0%, a low temperature transformation structure having a dislocation density of 1 × 10 13 pieces / m 2 or more is formed.
このように、溶接熱影響部の転位密度の下限を、Ｃｒ量３％を境に数値を変えて設定し、下限値以上の転位を溶接熱影響部に導入すれば、溶接熱影響部の転位密度は、母鋼材の転位密度に比較して、低下しないことになる。 In this way, if the lower limit of the dislocation density of the weld heat affected zone is set by changing the numerical value with the Cr amount of 3% as a boundary, and dislocations exceeding the lower limit are introduced into the weld heat affected zone, the dislocation of the weld heat affected zone The density does not decrease compared to the dislocation density of the base steel material.
なお、本明細書において、転位密度は“個／ｍ2”で表示するが、単位を表示していない場合も、転位密度の単位は“個／ｍ2”である。 In this specification, the dislocation density is displayed in "pieces / m 2", even if you do not display the units, units of the dislocation density is "number / m 2".
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、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、低温変態組織の生成を確認することができる。 The low temperature transformation structure is bainite and / or martensite, and the weld heat affected zone is etched with a corrosive liquid (nitral, picric acid, nitric acid, aqua regia, etc.) and observed with an optical microscope. Generation can be confirmed.
なお、旧オーステナイト粒径は、低温変態組織を、光学顕微鏡で、１００倍の倍率で少なくとも１０箇所を観察して確認した。 The prior austenite grain size was confirmed by observing the low temperature transformation structure with an optical microscope at least 10 locations at a magnification of 100 times.
本発明鋼おいて、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、予め、旧オーステナイトの粒径が球相当平均直径で１００μｍ以上の低温変態組織を形成しておくと、溶接後の低温変態組織の細粒化を、さらに防止して、溶接熱影響部におけるＴｙｐｅ ＩＶ型損傷の発生を、より完全に抑制することができる。 At the present invention steels, the welding heat affected zone of the steel is heated to Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C., in advance, the 100μm or more low-temperature transformation structure with a grain size of old austenite is an average equivalent-sphere diameter formed By doing so, it is possible to further prevent the low-temperature transformation structure after welding from becoming finer and to more completely suppress the occurrence of Type IV damage in the weld heat affected zone.
平均粒径が１００μｍ未満であると、必然的に、粒径１００μｍ以下のオーステナイト結晶粒が多く存在することになり、溶接後の低温変態組織が細粒化する傾向を示し、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷が発生する可能性が大きくなる。 If the average grain size is less than 100 μm, there are inevitably many austenite grains having a grain size of 100 μm or less, and the low-temperature transformation structure after welding tends to become finer, and Type IV type damage is caused. The possibility of occurrence increases.
低温変態前のオーステナイト結晶粒の平均粒径を１００μｍ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）、及び、部品又は機器全部に、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 austenite crystal grains before low temperature transformation is set to 100 μm or more, and in order to suppress the refinement of the low temperature transformation structure, at least the part including the groove before welding (the influence of welding heat input of 1 kJ / mm or more) Heat treatment (hereinafter referred to as “Type IV type”), the maximum heating temperature: 1000 to 1400 ° C., the holding time: 1 to 60000 seconds, and the cooling rate: 0.1 to 50 ° C./second. It is preferable to select a welding condition in which the entire region of the weld heat-affected zone is heated at a temperature increase rate of 10 ° C./second or more in the subsequent welding.
溶接を、１ｋＪ／ｍｍ以上の溶接入熱で行う場合、他の溶接条件として、母鋼材の組織中に微細に分散している、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物が、溶接後も、溶接部の低温変態組織の中に微細に残留する溶接条件を選択する。この理由は、次のとおりである。 When welding is performed at a welding heat input of 1 kJ / mm or more, as another welding condition, any one or two of Ti, Zr, Nb, V, and Ta finely dispersed in the structure of the base steel material A welding condition is selected in which MX-type nitrides of a kind or more remain finely in the low temperature transformation structure of the weld even after welding. The reason for this is as follows.
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、溶接直前に、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷回避熱処理を施しておいても、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。 When the formation of the welded portion changes variously, that is, when the welding conditions change and the temperature history acting on the welded heat affected zone changes variously, type IV type damage avoiding heat treatment is performed immediately before welding. However, it is not always possible to completely 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。 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. It may lead to damage.
それ故、溶接部が、多様な熱履歴の熱影響を受ける場合にも、多重熱影響細粒部位の生成を、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。 Therefore, even when the welded part is affected by various thermal histories, the generation of multiple heat-affected fine grain 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、溶接熱影響部の外縁組織が細粒化し、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、多重の熱サイクルを受けても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。 Considering this point, the steel material of the present invention is subjected to Type IV type damage avoidance heat treatment just before welding, and the outer edge structure of the weld heat affected zone is refined and compared with the case where the avoidance heat treatment is not performed. Even if a portion with a small dislocation density is formed, the precipitation form does not change easily even after multiple thermal cycles in order to maintain the high-temperature creep strength even when the dislocation density is reduced. ”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、焼入れ−焼戻し、又は、焼準−焼戻しで採用する、焼入れ、焼戻し、及び／又は、焼準の熱処理条件に則って行えばよい。 The Type IV type damage avoidance heat treatment is usually a heat treatment applied to a high-strength heat-resistant steel, that is, quenching, tempering and / or normalizing heat treatment conditions employed in quenching-tempering or normalizing-tempering. You can do it according to.
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、母鋼材が変態点の直上に加熱されても、短時間の加熱であれば、分解・固溶し難い安定な窒化物であるので、溶接後も、溶接熱影響部において、形態を変えずに、そのまま残留し、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, and Ta, and the base steel is heated immediately above the transformation point. However, if it is heated for a short time, it is a stable nitride that is difficult to decompose and dissolve, so even after welding, it remains as it is without changing its form in the heat affected zone of the weld and loses the precipitation strengthening ability. There is nothing.
ＭＸ型窒化物が、低温変態組織（ベイナイト及び／又はマルテンサイト）の中に微細に残留すると、溶接部の強度を維持することができるので、結果的に、溶接部のクリープ破断強度が向上することになる。 When the MX type nitride remains finely in the low temperature transformation structure (bainite and / or martensite), the strength of the welded portion can be maintained, and as a result, the creep rupture strength of the welded portion is improved. It will be.
ＭＸ型窒化物は、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残留すると、安定な窒化物の微細分散効果が顕著に発現し、溶接部のクリープ破断強度がより向上する。 When the MX type nitride remains in the martensite lath, or in the block grains of bainite and / or martensite, a stable fine dispersion effect of the nitride is remarkably exhibited, and the creep rupture strength of the welded portion is further increased. improves.
低温変態組織中のＭＸ型窒化物の分散析出状態は、透過電子顕微鏡を用いて観察することができるが、倍率５万倍の観察で確認できるＭＸ型窒化物の数が２個／μｍ2未満であると、クリープ破断強度の向上効果が得られ難いので、倍率５万倍の観察で確認できるＭＸ型窒化物の数は２個／μｍ2以上が好ましい。 The state of dispersion and precipitation of MX type nitride in the low temperature transformation structure can be observed using a transmission electron microscope, but the number of MX type nitrides that can be confirmed by observation at a magnification of 50,000 times is less than 2 / μm 2. Since the effect of improving the creep rupture strength is difficult to obtain, the number of MX type nitrides that can be confirmed by observation at a magnification of 50,000 times is preferably 2 / μm 2 or more.
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、変態時の固溶Ｎが、多量に失われることがないので、多重熱影響細粒部位においても、焼入性は変化せず、該部位が存在していても、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, a large amount of solute N is lost during transformation. Therefore, even in the multiple heat-affected fine-grained part, the hardenability does not change, and even if the part is present, its presence does not promote 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、溶接部特性の確認について説明する。 Next, the production of the steel of the present invention and the confirmation of the welded portion characteristics will be described.
本発明鋼材で規定する化学成分の鋼を、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 of the chemical composition specified by the steel material of the present invention is melted by using an ordinary 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しにより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、その後、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 slab is hot-rolled into a steel plate, and the steel plate is further processed and formed into a steel pipe, or the slab is made into a seamless steel pipe by hot rolling or hot extrusion, or The piece is forged into a forged member, and then subjected to the required tempering heat treatment, that is, quenching-tempering treatment or tempering-tempering treatment, so that tempered bainite and / or tempered martensite is substantially 80%. The organization including the above is formed.
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知ることができる。 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 (volume%) of bainite / martensite can be known by observation with an optical microscope.
上記調質熱処理を施した鋼材は、本来的に、良好な高温クリープ特性及び靱性、また、良好な加工性を有していて、プラント建設用に適する鋼材であるが、さらに、鋼材特性に関し、前記式（１）で定義するＨＤＩが０．５〜８０に規制されているので、プラント建設用に好適な鋼材である。 The steel material subjected to the tempering heat treatment is originally a steel material that has good high-temperature creep characteristics and toughness, and good workability, and is suitable for plant construction. Since the HDI defined by the formula (1) is regulated to 0.5 to 80, it is a steel material suitable for plant construction.
本発明鋼材においては、溶接熱でＡｃ1〜Ａｃ1＋３００℃に再加熱された部位でも、また、旧γ粒径が最小２μｍ程度まで減少した部位でも、該部位の組織は、冷却時に低温変態し、ベイナイト（Ｃｒ：０．４〜３％）又はマルテンサイト（Ｃｒ：３超〜１２％）を主体とする組織となり、溶接熱影響部においてＴｙｐｅ ＩＶ型損傷は発生しない。 In the present invention steel, even reheated sites Ac 1 ~Ac 1 + 300 ℃ in welding heat and also at sites where the old γ grain size was reduced to about a minimum 2 [mu] m, the site of tissue, low temperature transformation upon cooling And it becomes a structure mainly composed of bainite (Cr: 0.4 to 3%) or martensite (Cr: more than 3 to 12%), and Type IV type damage does not occur in the weld heat affected zone.
本発明者は、このことを、上記部位（再加熱を受けた部位、旧γ粒径が最小化した部位）の断面組織を、ピクリン酸飽和アルコール溶液でエッチングし、光学顕微鏡を用い、１００倍の倍率で観察して確認した。 The present inventor confirmed that this was done by etching the cross-sectional structure of the above part (the part subjected to reheating, the part where the old γ particle size was minimized) with a picric acid saturated alcohol solution, and using an optical microscope, 100 times It was confirmed by observing at a magnification of.
なお、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷の発生の有無は、旧γ粒径が小さい場合、光学顕微鏡による組織観察では判別が困難であるので、同時に、透過電子顕微鏡を用いて、１万倍の倍率で組織を観察し、溶接後熱処理の後でも、溶接部の組織が、健全な低温変態組織（ベイナイト又はマルテンサイト）であることを確認した。 Note that the presence or absence of Type IV type damage is difficult to determine by observation of the structure with an optical microscope when the old γ particle size is small. At the same time, the structure was examined at a magnification of 10,000 using a transmission electron microscope. Observing and confirming that the structure of the welded portion was a healthy low-temperature transformation structure (bainite or martensite) even after heat treatment after welding.
その後、Ｘ線回折ピーク高さ判定法を用いて、上記部位（再加熱を受けた部位、旧γ粒径が最小化した部位）における転位密度を測定し、ベイナイト（Ｃｒ：０．４〜３％）及びマルテンサイト（Ｃｒ：３超〜１２％）において、転位密度が、それぞれ、１．０×１０12以上、及び、１．０×１０13以上となっていることを確認した。 Then, using the X-ray diffraction peak height determination method, the dislocation density in the above-mentioned part (part subjected to reheating, part where the old γ grain size was minimized) was measured, and bainite (Cr: 0.4-3) %) And martensite (Cr: more than 3 to 12%), it was confirmed that the dislocation densities were 1.0 × 10 12 or more and 1.0 × 10 13 or more, respectively.
ここで、転位密度の測定方法に用いたＸ線回折ピーク高さ判定法として、具体的には、Ｘ線回折ピークの半価幅から評価する方法（下記の参考文献１参照）を用いた。試験片素材を１０ｍｍ×１０ｍｍ×２ｍｍに切断加工後、主面を鏡面研磨した後、化学研磨または電解研磨によって鏡面研磨表面を５０μｍ以上溶削した。この試料をＸ線回折装置に設置し、前記研磨主面に、Ｃｒ−ＫαまたはＣｕ−Ｋα特性Ｘ線を入射して、背面反射Ｘ線回折法により、α−Ｆｅ（１１０）、（２１１）および（２２０）面の回折線の測定を行った。Ｃｒ−ＫαまたはＣｕ−Ｋα特性Ｘ線は、それぞれ、近接するＫα1線およびＫα2線からなる。このため、Rachingerの方法（下記の参考文献２参照）によって、それぞれの結晶面の回折ピークにおいて、近接するＫα2線回折ピーク高さを差し引いて、Ｋα1線回折ピーク半価幅を評価した。この回折ピーク半価幅は、結晶内の平均歪みεに比例するため、Williamson-Hall法（下記の参考文献３参照）によって、この半価幅からεを求めた。
さらに、このεから、参考文献１に記載の（１０）式：ρ＝１４．４ε2／ｂ2
を用いて、転位密度ρ（個／ｍ2）を求めた。ｂはバーガースベクトルの大きさ（＝０．２４８×１０-9ｍ）である。
Here, as a method for determining the height of the X-ray diffraction peak used in the measurement method of the dislocation density, specifically, a method of evaluating from the half width of the X-ray diffraction peak (see Reference Document 1 below) was used. After cutting the test piece material into 10 mm × 10 mm × 2 mm, the main surface was mirror-polished, and then the mirror-polished surface was cut by 50 μm or more by chemical polishing or electrolytic polishing. This sample was placed in an X-ray diffractometer, Cr- Kα or Cu- Kα characteristic X-rays were incident on the main polishing surface, and α-Fe (110), ( 211) and (220) plane diffraction lines were measured. Cr-K alpha or Cu-K alpha characteristic X-rays, respectively, consists of K [alpha] 1-wire and K [alpha] 2-wire to close. For this reason, the half value width of the K α1 line diffraction peak was evaluated by subtracting the adjacent K α2 line diffraction peak height from the diffraction peak of each crystal plane by the Rachinger method (see Reference 2 below). Since the half width of the diffraction peak is proportional to the average strain ε in the crystal, ε was determined from the half width by the Williamson-Hall method (see Reference 3 below).
Furthermore, from this ε, the equation (10) described in Reference Document 1 is: ρ = 14.4ε 2 / b 2
Was used to determine the dislocation density ρ (pieces / m 2 ). b is the size of the Burgers vector (= 0.248 × 10 −9 m).
参考文献１：中島孝一ら「Ｘ線回折を利用した転位密度の評価法」材料とプロセス、日本鉄鋼協会、Ｖｏｌ．１７ （２００４）， Ｎｏ３， ｐ．３９６−３９９
参考文献２：Guinier,A.、高良和武ら訳「Ｘ線結晶学の理論と実際 改訂3版」理学電機（１９６７）， ｐ．４０６
参考文献３：G.K.Williamson and W.H.Hall, Acta Metall.，１（１９５３），ｐ．２２
Reference 1: Koichi Nakashima et al. "Evaluation method of dislocation density using X-ray diffraction" Materials and Processes, Japan Iron and Steel Institute, Vol. 17 (2004), No3, p. 396-399
Reference 2: Guinier, A., Kazutake Takara et al., “Theory and Practice of X-ray Crystallography, Revised 3rd Edition”, Rigaku Denki (1967), p. 406
Reference 3: GKWilliamson and WHHall, Acta Metall., 1 (1953), p. 22
このようにして、本発明鋼材の化学成分の範囲で、溶接熱影響部の組織が、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷が発生し難い組織となっていることを確認した。 Thus, it was confirmed that the structure of the weld heat-affected zone is a structure in which Type IV type damage is unlikely to occur within the range of the chemical composition of the steel material of the present invention.
また、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上の、安定なＭＸ型窒化物を鋼材中に微細に分散・析出させ、溶接後も溶接部に微細に残留せしめると、複雑な多重の熱サイクルを受けた溶接熱影響部においても、従来から問題となっているＴｙｐｅ ＩＶ型損傷が発生しないことを確認した。 In addition, when one or more of Ti, Zr, Nb, V, and Ta, stable MX type nitride is finely dispersed and precipitated in the steel material, and it remains finely in the weld after welding. Also, it was confirmed that the Type IV type damage that has been a problem in the past has not occurred even in the weld heat affected zone that has undergone complicated multiple thermal cycles.
続いて、上記のＴｙｐｅ ＩＶ型損傷が発生し難い組織を含む溶接部から、溶接線と垂直な方向に沿って、直径６ｍｍφ、評点間距及び平行部が、ともに、３０ｍｍのクリープ破断試験片を採取し、クリープ破断試験を行った。 Subsequently, a creep rupture test specimen having a diameter of 6 mm, a distance between scores and a parallel part of 30 mm was taken along a direction perpendicular to the weld line from a weld including a structure in which Type IV type damage is unlikely to occur. Then, a creep rupture test was conducted.
鋼材の使用想定温度から最大１００℃高い温度に至る温度範囲において、温度加速クリープ試験を行い、その試験結果に基づいて、１０万時間推定のクリープ破断強度を、３次曲線外挿を用いるLarson-Miller-Parameter法で得た。 A temperature-accelerated creep test is performed in a temperature range from the assumed temperature of the steel material to a temperature higher by up to 100 ° C. Based on the test results, the creep rupture strength estimated for 100,000 hours is calculated using Larson- Obtained by Miller-Parameter method.
本発明鋼材は、化学成分とＨＤＩ値を前提に、溶接熱影響部の転位密度を規定して、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷の発生を抑制するものであるが、化学成分が同一であっても、結晶粒径により焼入性は変化する。 The steel of the present invention prescribes the chemical composition and the HDI value and regulates the dislocation density of the weld heat affected zone to suppress the occurrence of Type IV type damage. The hardenability changes depending on the particle size.
特に、旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）が連続的に大きく変化する溶接熱影響部において、旧γ粒径の影響は顕著であり、旧γ粒径が、もともと、数十μｍの粒径であるか、１００μｍを超える粒径であるかは、前述したように、後続の溶接によって生成する溶接熱影響部の旧γ粒径に影響を与えることになる。 In particular, in the welding heat-affected zone where the prior austenite particle size (old γ particle size) continuously changes greatly, the influence of the old γ particle size is significant, and the old γ particle size is originally several tens of μm. Or the particle diameter exceeding 100 μm affects the old γ particle diameter of the weld heat affected zone generated by subsequent welding as described above.
この理由は、溶接入熱が比較的大きい場合、溶接熱影響部が溶接熱に曝される時間が、結果的に、α→γ変態の後のγ粒に、粒成長する時間的な余裕を提供することになるということである。 The reason for this is that when the welding heat input is relatively large, the time that the weld heat affected zone is exposed to the welding heat results in a time margin for grain growth in the γ grains after the α → γ transformation. It will be provided.
したがって、本発明鋼材においては、特に、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷の発生を確実に抑制するため、前述したように、溶接熱の影響を受ける前組織の旧γ粒径を、１００μｍ以上にすることが好ましい。 Therefore, in the steel material of the present invention, in order to surely suppress the occurrence of Type IV type damage, it is preferable to set the old γ grain size of the previous structure affected by welding heat to 100 μm or more as described above. .
母鋼材の旧γ粒径が１００μｍ以上であれば、ＨＤＩ値が低い領域の鋼材であっても、ＨＤＩ値が高い領域の鋼材並みのＴｙｐｅ ＩＶ型損傷抑制効果を発揮することができることを、本発明者は、鋭意研究の結果見いだした。この点も、本発明の特徴の一つである。 If the old γ grain size of the base steel material is 100 μm or more, even if it is a steel material in a region where the HDI value is low, it is possible to demonstrate the same type IV type damage suppression effect as a steel material in a region where the HDI value is high. The inventor found out the result of earnest research. This point is also one of the features of the present invention.
なお、本発明鋼材のＴｙｐｅ ＩＶ型損傷抑制効果を確認するに際し、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷の発生の有無は、溶接部のクリープ破断強度と、母鋼材のクリープ破断強度の比で判定した。 In confirming the Type IV type damage suppressing effect of the steel material of the present invention, the presence or absence of Type IV type damage was determined by the ratio between the creep rupture strength of the welded portion and the creep rupture strength of the base steel material.
従来技術では、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷を発生する溶接部の１０万時間推定のクリープ破断強度は、母鋼材のクリープ破断強度に対して、０．５〜０．６程度であり、０．７を超えることはほとんどない。 In the prior art, the creep rupture strength estimated for 100,000 hours of a weld that generates Type IV type damage is about 0.5 to 0.6 with respect to the creep rupture strength of the base steel, and exceeds 0.7. There is hardly anything.
そこで、本発明鋼材の溶接部のクリープ破断強度を評価するに際しては、外乱因子となる溶接状態や溶接金属強度、継手の形状や健全性をも考慮して、クリープ破断強度比の閾値を、上記“０．７”を超える“０．８”とした。 Therefore, when evaluating the creep rupture strength of the welded portion of the steel of the present invention, the threshold value of the creep rupture strength ratio in consideration of the weld state and weld metal strength, joint shape and soundness, which are disturbance factors, It was set to “0.8” exceeding “0.7”.
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に示す化学成分の本発明鋼材Ａ、Ｂを、表２に示す化学成分の溶接材料を用い、入熱量２ｋＪ／ｍｍのＴＩＧ溶接で溶接して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
The present steel materials A and B having chemical components shown in Table 1 were welded by TIG welding with a heat input of 2 kJ / mm using welding materials having chemical components shown in Table 2 to constitute pressure devices. The pressure device was subjected to a heat treatment at 400 ° C. or higher and below the Ac 1 transformation point for 10 minutes or longer, and then a test piece having a parallel portion diameter of 4 to 6 mm and a parallel portion length of 30 mm was taken from the device constituent member and the welded portion of the member. .
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、２．２５Ｃｒ−１．０Ｍｏ系鋼材（本発明鋼材）、及び、従来耐熱鋼材を、共金系の溶接材料を用い、ＴＩＧ溶接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。 Also, 2.25Cr-1.0Mo steel (present invention steel) and conventional heat-resistant steel are welded by TIG welding using a common metal welding material to form a pressure device. The creep rupture life of the member and the welded part of the member was investigated.
調査結果に基づいて、本発明鋼材の溶接部（９％Ｃｒフェライト系耐熱鋼材Ａ［Ｃｒ３．０％超の本発明鋼材］を溶接材料Ｄを用いてＴＩＧ溶接した溶接部［本発明溶接部］、２．２５Ｃｒ−１．０Ｍｏ系鋼材［Ｃｒ３．０％以下の本発明鋼材］を共金系の溶接材料でＴＩＧ溶接した溶接部［本発明溶接部］）、及び、従来耐熱鋼材を共金系の溶接材料でＴＩＧ溶接した溶接部（従来溶接部）の６００℃、１０万時間推定のクリープ破断強度を求めた。 Based on the results of the investigation, a welded portion of the steel of the present invention (9% Cr ferritic heat resistant steel material A [Cr steel of the present invention exceeding 3.0%] was welded using TIG welding material D [invented welded portion]. , 2.25Cr-1.0Mo steel material [Cr invention steel of less than 3.0% of the present invention] TIG-welded weld metal [invention welded part]), and conventional heat-resistant steel material The creep rupture strength estimated at 600 ° C. for 100,000 hours at the welded portion (conventional welded portion) that was TIG welded with the welding material of the system was obtained.
図２に、上記６００℃、１０万時間推定のクリープ破断強度と母鋼材の６００℃、１０万時間推定のクリープ破断強度を示す。 FIG. 2 shows the creep rupture strength estimated at 600 ° C. and 100,000 hours and the creep rupture strength estimated at 600 ° C. and 100,000 hours of the base steel.
２．２５Ｃｒ−１．０Ｍｏ系鋼材（Ｃｒ３．０％以下の本発明鋼材）の場合、Ａｃ1変態点〜Ａｃ1変態点＋３００℃に加熱される溶接熱影響部位の転位密度は、クリープ試験前で、３．２×１０12個／ｍ2であり、９％Ｃｒ−１％Ｍｏ鋼材（Ｃｒ３．０％超の本発明鋼材）の場合、７．８×１０14個／ｍ2であった。 In the case of 2.25Cr-1.0Mo steel (Cr steel of the present invention of 3.0% or less), the dislocation density of the weld heat affected zone heated from Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C. is the same as before the creep test. in a 3.2 × 10 12 pieces / m 2, the case of 9% Cr-1% Mo steel (Cr3.0% greater than the present invention steel) was 7.8 × 10 14 pieces / m 2 .
従来溶接部において、上記溶接熱影響部位の転位密度は、クリープ試験前で、９．８×１０9個／ｍ2でしかなく、本発明溶接部と従来溶接部との間には、転位密度の顕著な差異が認められる。 In the conventional welded portion, the dislocation density in the weld heat affected zone is only 9.8 × 10 9 pieces / m 2 before the creep test, and there is a dislocation density between the welded portion of the present invention and the conventional welded portion. A remarkable difference is observed.
図３に、Ａｃ1変態点〜Ａｃ1変態点＋３００℃に加熱された溶接熱影響部位における転位密度（溶接後熱処理の後、クリープ試験前に、前記Ｘ線回折ピーク高さ判定法で測定した）と、母鋼材と溶接部の６００℃、１０万時間推定のクリープ破断強度を比較したクリープ破断強度比との相関を示す。 3, after the dislocation density (after welding heat treatment in the weld heat affected zone which is heated to Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C., prior to the creep test was measured by the X-ray diffraction peak height determination method ) And the creep rupture strength ratio comparing the creep rupture strength estimated at 600 ° C. and 100,000 hours of the base steel and the welded portion.
なお、図３には、Ｃｒ：０．５〜３．０％の鋼材（代表例：２．２５Ｃｒ−１．０Ｍｏ系鋼［黒丸］）と、Ｃｒ：３．０超〜１２．０％の鋼材（代表例：９％Ｃｒ−１．０％Ｍｏ系鋼［白丸］に分けて示す。 FIG. 3 shows a steel material of Cr: 0.5 to 3.0% (typical example: 2.25Cr-1.0Mo steel [black circle]) and Cr: more than 3.0 to 12.0%. Steel materials (representative examples: 9% Cr-1.0% Mo-based steel [white circle] are shown separately.
図３から、Ｃｒ３．０％以下の鋼材では、転位密度１×１０12を維持しないと、クリープ破断強度比が、本発明で設定した閾値０．８０を超えないこと、及び、Ｃｒ３％超の鋼材では、転位密度１×１０13を維持しないと、クリープ破断強度比が、閾値０．８０を超えないことが解る。 From FIG. 3, in the steel material of Cr 3.0% or less, unless the dislocation density 1 × 10 12 is maintained, the creep rupture strength ratio does not exceed the threshold value 0.80 set in the present invention, and the Cr content exceeds 3%. It is understood that the creep rupture strength ratio does not exceed the threshold value 0.80 unless the dislocation density of 1 × 10 13 is maintained in the steel material.
さらに、図４に、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷が発生しなかった９％Ｃｒ鋼の溶接部における溶接前の旧γ粒径と、溶接後、クリープ試験前の、Ａｃ1変態点〜Ａｃ1変態点＋３００℃に加熱された溶接熱影響部位の転位密度との関係を示す。 Further, FIG. 4 shows the old γ grain size before welding in the welded portion of 9% Cr steel in which Type IV type damage did not occur, and the Ac 1 transformation point to the Ac 1 transformation point +300 after welding and before the creep test. The relationship with the dislocation density of the welding heat affected zone heated to ° C is shown.
図４から、溶接前の旧γ粒径が１００μｍ以上の場合においては、明らかに、溶接後の溶接熱影響部位の転位密度が上昇していることが解る。 FIG. 4 clearly shows that when the old γ grain size before welding is 100 μm or more, the dislocation density in the weld heat affected zone after welding is increased.
ここで、図５に、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（多重）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における６００℃、１０万時間推定クリープ破断強度の、母鋼材クリープ破断強度に対する比との関係を示す。 Here, in FIG. 5, the precipitation density of “stable MX type nitride” (M: one or more of Nb, V, Ti, Ta, and Zr), which is an important feature in the steel of the present invention, fine grained region corresponding thermal cycle of double or triple (multiple), i.e., 600 ° C. at the welded portion that has received repeated welding heat affected ranging Ac 3 + 300 ° C. from Ac 3 transformation point, 100,000 hours estimated creep rupture strength The relationship with the ratio with respect to the creep rupture strength of the base steel material is shown.
図５から、ＭＸ型窒化物の析出密度が２個／μｍ2以上であると、クリープ破断強度比が閾値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。図５から、析出密度２個／μｍ2以上で、本発明鋼材の効果が顕著であることが解る。 From FIG. 5, it is understood that the creep rupture strength ratio is 0.8 or more when the MX type nitride precipitation density is 2 pieces / μm 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. From FIG. 5, it can be seen that the effect of the steel of the present invention is remarkable at a precipitation density of 2 / μm 2 or more.
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、細粒域相当の熱影響を受けると、必ずしも頻繁ではないものの、一部の溶接部にて、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷が発生し、クリープ破断強度比が、閾値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 type damage avoidance heat treatment before welding, When repeatedly affected by heat corresponding to the fine-grained area, although not necessarily frequent, Type IV type damage occurs in some welds, and the creep rupture strength ratio has a threshold value of 0.8 (dotted line in the figure). ) (See 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閾値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. It can be seen that the intensity ratio greatly exceeds the threshold value 0.8 (see the dotted line in the figure), and it is possible to stably avoid Type IV type damage at the weld.
なお、耐熱構造体の全体に、Ａｃ1変態点以下で、１分以上保持する熱処理を施しても、本発明鋼材の特徴である安定なＭＸ型窒化物は、分解・固溶し難いものであるから、該窒化物による溶接部の強化機構は、全く影響を受けることがない。 The stable MX type nitride, which is a feature of the steel material of the present invention, is difficult to decompose and dissolve even if the entire heat-resistant structure is subjected to a heat treatment that is held for 1 minute or less below the Ac 1 transformation point. Therefore, the strengthening mechanism of the welded portion by the nitride is not affected at all.
本発明の耐熱構造体は、本発明鋼材を、通常の溶接方法で溶接したものであるが、本発明鋼材は、溶接熱影響部においてＴｙｐｅ ＩＶ型損傷が発生せず、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であるから、耐熱構造体自体、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。 The heat-resistant structure of the present invention is obtained by welding the steel of the present invention by a normal welding method. However, the steel of the present invention does not cause Type IV type damage in the weld heat affected zone, and creep of the weld heat affected zone. Since it is a ferritic heat resistant steel material having excellent characteristics, the heat resistant structure itself is a heat resistant structure excellent in the creep characteristics of the heat affected zone.
（実施例２）
表３に示す化学成分の本発明鋼材と表４に示す比較鋼材を、表２に示す溶接材料を用いて溶接し、表５及び表６に示す溶接前のγ粒径に制御し、本発明鋼材の効果を確認した。その結果を、表５及び表６に併せて示す。
(Example 2)
This invention steel material of the chemical composition shown in Table 3 and the comparative steel material shown in Table 4 are welded using the welding material shown in Table 2, and controlled to the γ grain size before welding shown in Tables 5 and 6, and the present invention. The effect of steel was confirmed. The results are also shown in Table 5 and Table 6.
なお、本発明鋼材の効果は、６００℃、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 hour estimated creep rupture strength of a base steel material using 600 degreeC and 100,000 hour 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 portion can not be evaluated only by the presence or absence of Type IV type damage, considering that the weld metal and subsequent stress relief annealing conditions also change, with a strength ratio of 0.8 as a threshold, The effect of the steel material of the present invention was expressed as 0.8 or more.
従来溶接部においては、強度比が、最大でも０．６７であり（表６、比較鋼の強度比、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 conventional welded portion, the strength ratio is 0.67 at the maximum (see Table 6, Strength ratio of comparative steel). Considering this, the threshold value 0.8 is the occurrence of Type IV damage. This means that there is almost no decrease in strength.
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. .
比較例３１は、化学成分が本発明鋼材の化学成分を満足するものの、ＨＤＩ値が０．５（本発明鋼材の下限）より低く、Ａｃ1変態点〜Ａｃ1変態点＋３００℃に加熱された溶接熱影響部位の転位密度が、１×１０12（Ｃｒ３％以下の本発明鋼材における下限）に達せず、溶接熱影響部にＴｙｐｅ ＩＶ型損傷が発生して、母鋼材と溶接部の１０万時間推定のクリープ破断強度比（以下、単に「クリープ破断強度比」という。）が著しく低下した例である。 In Comparative Example 31, although the chemical component satisfied the chemical component of the steel of the present invention, the HDI value was lower than 0.5 (the lower limit of the steel of the present invention) and was heated from Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C. The dislocation density of the weld heat affected zone does not reach 1 × 10 12 (the lower limit in the steel of the present invention of Cr 3% or less), and the Type IV type damage occurs in the weld heat affected zone, and the base steel and the weld zone of 100,000 This is an example in which the time-estimated creep rupture strength ratio (hereinafter simply referred to as “creep rupture strength ratio”) is significantly reduced.
比較例３２は、Ｃ量が本発明の下限値０．０１を下回り、焼入性が不十分となり組織がフェライトとなったこと、及び、比較鋼３１と同様に、ＨＤＩ値が本発明の範囲内になく、溶接熱影響部にＴｙｐｅ ＩＶ型損傷が発生して、クリープ破断強度比が著しく低下した例である。 In Comparative Example 32, the C content was less than the lower limit of 0.01 of the present invention, the hardenability was insufficient and the structure was ferrite, and the HDI value was within the range of the present invention, as was the case with Comparative Steel 31. This is an example in which Type IV type damage occurs in the weld heat affected zone, and the creep rupture strength ratio is remarkably reduced.
比較例３３は、Ｃ量が本発明の範囲を超えて過多（０．２０％超）となり、粗大炭化物が多数生成して、母鋼材の長時間クリープ破断強度が損なわれるとともに、Ｃによって溶接熱影響部の細粒域の組織が支配され、その結果、細粒域の溶接後における転位密度の低下が避けられず、結果的に、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷が発生して、クリープ破断強度比が著しく低下した例である。 In Comparative Example 33, the amount of C exceeds the range of the present invention (exceeding 0.20%), a large amount of coarse carbides are generated, and the long-term creep rupture strength of the base steel material is impaired. The structure of the fine-grained region in the affected area is dominated, and as a result, a decrease in the dislocation density after welding in the fine-grained region is unavoidable, resulting in Type IV damage and a significant creep rupture strength ratio. This is an example of a decline.
比較例３４は、添加Ｓｉ量が過多となり、粗大な酸化物のクラスターが生成し、母鋼材のクリープ破断強度が低下するとともに、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷は、母鋼材の強度が低いため、顕著に発生はしないものの、溶接部のクリープ強度も同時に低下して、クリープ破断強度比が低下した例である。 In Comparative Example 34, the amount of added Si becomes excessive, a coarse oxide cluster is generated, the creep rupture strength of the base steel material is reduced, and Type IV type damage is remarkably generated because the strength of the base steel material is low. Although this is not done, the creep strength of the welded portion is also reduced at the same time, and the creep rupture strength ratio is reduced.
比較例３５は、Ｍｎ量が過多となり、母鋼材のクリープ破断強度が低下するとともに、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷は、母鋼材の強度が低いため、顕著に発生しないものの、溶接部のクリープ強度も同時に低下して、クリープ破断強度比が低下した例である。 In Comparative Example 35, the amount of Mn is excessive, and the creep rupture strength of the base steel material is reduced. Type IV damage is not significantly generated because the strength of the base steel material is low, but the creep strength of the welded portion is also reduced at the same time. In this example, the creep rupture strength ratio is reduced.
比較例３６は、Ｃｒ量が過多となり、溶接熱影響を受けた時点で、フェライト単相の組織が生成してしまい、細粒域相当熱影響部の転位密度が低下し、かえって、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷の発生を助長した例である。 In Comparative Example 36, when the amount of Cr is excessive and affected by welding heat, a ferrite single-phase structure is generated, and the dislocation density of the heat-affected zone corresponding to the fine-grained region is lowered. On the other hand, Type IV type This is an example of promoting the occurrence of damage.
比較例３７は、本発明の特徴であるＭＸ窒化物を形成すべき遷移元素であるＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｔａのうちのいずれの元素も含有していないため、溶接部に、窒化物析出がほとんど形成されず、多重熱サイクルを受けたル熱影響部の外縁から、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷が発生し、クリープ破断強度比が低下した例である。 Since Comparative Example 37 does not contain any element of Ti, Nb, V, Zr, and Ta, which are transition elements to form MX nitride, which is a feature of the present invention, the nitride is formed in the weld. This is an example in which almost no precipitation was formed and Type IV type damage was generated from the outer edge of the heat-affected zone subjected to multiple heat cycles, and the creep rupture strength ratio was lowered.
比較例３８、３９、４０、４１、及び、４２は、それぞれ、安定窒化物を形成する遷移元素Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔａが、それぞれの添加上限を超えて含有する鋼を溶接した例であって、溶接部に、粗大な窒化物が析出し、粗大化したため、溶接熱影響部のＭＸ窒化物析出密度が、２個／μｍ2以下に低下して、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷が、多重熱サイクルを受けた溶接熱影響部の細粒域で発生し、クリープ破断強度比が低下した例である。 Comparative Examples 38, 39, 40, 41, and 42 are examples in which transition elements Ti, Zr, Nb, V, and Ta that form stable nitrides are welded with steels that exceed their respective upper limits of addition. In addition, since coarse nitrides are precipitated and coarsened in the welded portion, the MX nitride precipitation density in the weld heat-affected zone is reduced to 2 pieces / μm 2 or less, and Type IV type damage is multiplexed. This is an example in which the creep rupture strength ratio is reduced in the fine grain region of the weld heat affected zone that has undergone a thermal cycle.
比較例４３は、Ｂ量が過多となり、溶接時に、溶接熱影響部が著しく脆化して、粒界割れが発生し、その結果、溶接部のクリープ破断強度比が著しく低下した例である。 Comparative Example 43 is an example in which the amount of B becomes excessive, the weld heat-affected zone becomes extremely brittle during grain welding, and grain boundary cracks occur, resulting in a marked reduction in the creep rupture strength ratio of the weld zone.
比較例４４は、化学成分が本発明鋼材の化学成分を満足するものの、ＨＤＩ値が８０（本発明鋼材の上限）より高く、Ａｃ1変態点〜Ａｃ1変態点＋３００℃に加熱された溶接熱影響部位の転位密度は、１．０×１０13個／ｍ2（本発明鋼材の下限）を超えているが、溶接金属と母鋼材の境界付近で焼戻し割れが生じ、クリープ破断強度比が著しく低下した例である。 In Comparative Example 44, although the chemical component satisfies the chemical component of the steel material of the present invention, the HDI value is higher than 80 (the upper limit of the steel material of the present invention), and the welding heat heated from the Ac 1 transformation point to the Ac 1 transformation point + 300 ° C. The dislocation density in the affected area exceeds 1.0 × 10 13 pieces / m 2 (the lower limit of the steel material of the present invention), but temper cracking occurs near the boundary between the weld metal and the base steel material, and the creep rupture strength ratio is remarkably high. This is an example of a decline.
比較例に比べ、本発明例においては、従来値を超えて設定した閾値“０．８”を超えるクリープ破断強度比が得られている。 Compared to the comparative example, in the present invention example, a creep rupture strength ratio exceeding the threshold value “0.8” set exceeding the conventional value is obtained.
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。 As described above, according to the present invention, in the weld heat affected zone of the ferritic heat resistant steel material, the strength is increased by utilizing the strengthening mechanism by the fine dispersion of the MX type nitride, and there is a concern that Type IV type damage may occur. Since it can be completely wiped away, the high temperature strength is designed to be 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 do.
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から、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 a result, it is possible to prevent an accident starting from the welding heat-affected zone, which has occurred in the past, and the present invention has great applicability in the plant construction industry.
Claims (9)
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、予め、旧オーステナイトの粒径が球相当平均直径で１００μｍ以上の低温変態組織が形成されており、溶接後、転位密度が、１×１０12個／ｍ2以上（Ｃｒ：０．４〜３．０％の場合）、又は、１×１０13個／ｍ2以上（Ｃｒ：３．０超〜１２．０％の場合）であり、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／μｍ 2 以上含むベイナイト及び／又はマルテンサイト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。
ＨＤＩ＝√［％Ｃ］√［％Ｎ］（１＋０．５［％Ｓｉ］）（１＋３［％Ｍｎ］）（１＋２［％Ｃｒ］）（１＋３［％Ｍｏ］）（１＋０．８［％Ｗ］）（１＋０．３［％Ｃｕ］）（１＋０．５［％Ｎｉ］）（１＋２．５［％Ｎｂ］）（１＋１．５［％Ｖ］）（１＋０．５［％Ａｌ］）（１＋０．３［％Ｔｉ］）（１＋０．３［％Ｚｒ］）（１＋０．２［％Ｒｅ］）（１＋２５［％Ｂ］）（１＋０．５［％Ｃｏ］）（１＋０．２［％Ｔａ］）・・・（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: 0.01 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 A welded heat-affected zone hardenability index HDI defined by the following formula (1): 0.5 to 80,
The welding heat affected zone of the steel is heated to Ac 1 transformation point to Ac 1 transformation point + 300 ° C., in advance, and 100μm or more low-temperature transformation structure with a grain size of old austenite is an average equivalent-sphere diameter is formed, after welding The dislocation density is 1 × 10 12 pieces / m 2 or more (in the case of Cr: 0.4 to 3.0%), or 1 × 10 13 pieces / m 2 or more (Cr: more than 3.0 to 12. 0%), which is one or more MX type nitrides of Ti, Zr, Nb, V, and Ta, which can be confirmed by 50,000 times observation using a transmission electron microscope. A ferritic heat resistant steel material excellent in creep characteristics of a weld heat affected zone, characterized in that bainite and / or martensite containing MX type nitrides of 2 pieces / μm 2 or more are generated.
HDI = √ [% C] √ [% N] (1 + 0.5 [% Si]) (1 + 3 [% Mn]) (1 + 2 [% Cr]) (1 + 3 [% Mo]) (1 + 0.8 [% W] ) (1 + 0.3 [% Cu]) (1 + 0.5 [% Ni]) (1 + 2.5 [% Nb]) (1 + 1.5 [% V]) (1 + 0.5 [% Al]) (1 + 0.3 [% Ti]) (1 + 0.3 [% Zr]) (1 + 0.2 [% Re]) (1 + 25 [% B]) (1 + 0.5 [% Co]) (1 + 0.2 [% Ta])・ (1)
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