JPS5989752A - １２Ｃｒ系鋼溶接構造物 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔発明の利用分野〕 本発明は１２０ｒ系鋼溶接構造物に係シ、特に１２Ｃｒ
系高温用蒸気タービンケーシングの継手溶接及び補修溶
接における高温強度及び耐溶接割れ感受性を高めた溶接
構造物に関する。

〔従来技術〕

従来の蒸気タービンは蒸気温度最大５６６Ｃ。

蒸気圧力最大２４６ａｔｇであり、第１図に示すケーシ
ング不休１及び加減弁ケーシング２、及び第２図に示す
主蒸気弁ケーシング材３としてはＣｒ−ＭＯ−ｖ−鋼が
用いられ、これらの部材の継手溶接及び補修溶接（ｉＷ
接位置を第２図中、４で示す）にはＣｒ−ＭＯ系溶接棒
が用いられている。

最近、石油、石炭などの化石燃料のコストが上昇を続け
ておシ、これら化石燃料を用いている火力プラントの発
電効率が重要になっている。発電効率を上げるためには
蒸気タービンの蒸気温度又は圧力な上げる必要がある。

このよう字高効率タービン用材料としては上記した現用
タービン材料では強度不足である。更にそれに不随して
、それらの構造溶接及び補修溶接用として使用されてい
る溶着金属も強度不足で、高強度溶接材料が必要である
。

そのため、高効率タービンケーシング用としての強度を
有し、かつこのケーシング用溶着金属も高いクリープ破
断強度を有するとともに、溶接作業性の良好のものが要
望されていた。

〔発明の目的〕

本発明の目的は、５５０〜６００Ｃにおいて高いクリー
プ破断強度を有し、又溶接工程における耐溶接割れ感受
性が低く、溶接作業性も極めて良好な１２Ｃｒ系鋼溶接
構造物を提供するものである。

〔発明の概要〕

本発明者らは、高効率タービンケーシング材として高温
強度、クリープ破断特性及び溶接割れ感受特性等の面か
ら、１２０ｒ系耐熱鋼が適用可能であることを見い出し
た。しかしこの１２Ｃｒ系耐熱鋼に対する溶接材料とし
て既存の溶接棒ではクリープ破断強度が不足で適用でき
ないことが明・らかとなシ、１２Ｃｒ系耐熱鋼に対し溶
接性を損わずクリープ破断強度に優れた溶接材料に到達
した。

本発明は、このような知見に基づいてなされたものであ
って、第１の発明は１２Ｃｒ系耐熱駒または鍛鋼の溶接
構造物において、重量比でＣ：０．０５〜０．２％、８
ｉ：０．０５〜１％＃　Ｍｎ　：０．１〜１．　Ｎｉ：
１．５％以下、Ｃｒ：９〜１３％。

ＭＯ：０．５〜２％、Ｎｂ：０．０５〜０．４％、Ｗ：
０．０５〜０．８％を含み、残部を鉄及び不可避不純物
からなり、Ｃｒ当量が１０以下である１２Ｃｒ系鋼溶接
構造物であり、第２の発明は１２Ｃｒ系鋳鋼または鍛鋼
を被溶接材とする溶接構造物において１．＊ｉ比でＣ：
０．０５〜０．２％、ｓｉ：ｏ、ｏｓ〜１．　Ｍｎ　：
　ｏ、ｘ−ｘ、　Ｎｉ　：　１．５％以下、Ｃｒ：９〜
１３％、ＭＯ：０．５〜２％、Ｎｂ：０．０５〜０．４
％、Ｎ：０．０２〜０．１％、およびＷ：０．０５〜０
．８％を含み、残部鉄及び不６工避不純物元素からなシ
、Ｃｒ当量がｌθ以下である１２０ｒ系鋼溶接構造物で
ある。

本発明において、上記の必須元素の池に脱酸及び結晶粒
微細化元素を単独又は複合で０．１％を含み、更に強度
増加元素■を０．５％以下含むこともできる。ここで脱
酸及び結晶粒微細化元素としては％　Ｚｒ、Ｍｇ及びＴ
ｉが望ましい。更に溶着金属中の元素のき有量の調整は
溶接心線またはフラックスから行なってもよい。

本発明の溶接構造における溶着金属は主にマルテンサイ
ト組織を有するものでなければならない。

マルテンサイト組織は焼もどしマルテンサイト組織が好
ましく、高温において高強度を有する。化学組成及び熱
処理によってはフェライト組織が生じるので実質的にフ
ェライトが析出しないように全マルテンサイト組織とす
ることが最も有効である。フェライト組織の生成を防止
し、主としてマルテンサイト組織とするための化学組成
上Ｃｒ当量を１０以下とすることが必要である。

Ｃｒ当量は以下の式で示される。

Ｃｒ当量ニー４０×Ｃ％−３０ＸＮ％−２ＸＭｎ％−４
ＸＮｉ％十Ｃｒ％＋６ｘＳｉ％＋４ＸＭＯ％＋１．５ｗ
％＋ＩＩＸＶ％＋５ＸＮｂ％ 次に本発明における添加元素量の限定理由について説明
する。なお％はすべで重量％を示す。

Ｃは０．０５％以上において、クリープ破断強度を得る
ために必要な元素であるが、その量が０．２０％を越え
ると、高温に長時間さらされた場合、組織が不安定とな
υ長時間クリープ破断強度を低下させ、更に溶接工程に
おける溶接部の割れ感受性を高めるので０．０５〜０８
２％にしなければならない。特に０．０７〜０．１５％
が好ましい。

Ｓｉ及びＭｎは脱酸剤として添加するものであり、少量
の添加で十分効果は達成される。多量の添加は焼もどし
脆化感受性を高める。そのためには５ｉｔ−０，０５〜
１％及びＭｎ０．１〜１％にしなければならない。特に
Ｓｉは０．２〜０．５％及びＭｎは０．３〜０．７％が
好ましい。

Ｃｒは高温強度及び高温耐食性を高めるものであシ、高
温材料としては欠くことができない元素で９％以上必要
である。しかし、１３％を超えるとδフェライトが析出
し、クリープ破断強度、靭性及び疲労強度を著しく低下
させる。特に１０〜１１％の範囲が好しい。

Ｎｉは高温強度及び靭性を高める元素であるが、１５％
を超えると、組織の変能点を下げ、組織が不安定となり
、クリープ破断強度を低下させるので、１．５％以下で
なければならない。特にＯ９３〜０．７％が好ましい。

ＭＯは同浴強化及び析出硬化作用によってクリープ強度
を改善し、更に焼もどし脆化を防止する元素であるが、
０，５％未満ではその効果は不十分であシ、２％を超え
てもそれ以上の効果がなく飽和する。したがってＭＯは
０．５〜２％の範囲が有効である。特に０．９〜１．３
％の範囲が最も有効である。

Ｎｂは高温強度を高めるのに非常に効果的な元素である
。また、結晶粒径の微細化にも顕著に作用するが、この
ためには０．０５％以上必要とする。

一方、０．４％以上を超えるとフェライトの析出を促進
し、高温強度及び靭性を低下させる。したがって０．０
５〜０．４％の範囲でなければならない。

特に０．０８〜０．２％が最も有効である。

Ｎはクリープ破断強度の改善及びフェライトの析出防止
に効果があるが、０．０２％未満ではその効果が十分で
な（，０，１０％を超えるとクリープ破断強度を低下さ
せてしまうので好ましくない。

特に０．０４〜０．０６％が好ましい。

Ｗは微量で顕著に高温強度を高める。０．０５％未満で
は効果が少なく、また０、８％を超えると急激に強度を
低下させる。Ｗｆｌｏ、１〜０，８％以下とすべきであ
る。一方、Ｗは０．５％を超えると著しく、靭性を低め
るので、高靭性が必要な部材では０．５％未満とするの
が好ましい。特に０．２〜０．４％が好ましい。

上記の必須元素の他に焼入性強化元素としてｖ１脱酸及
び結晶粒径微細化元素としてＺｒ、Ｍｇ及びＴＩをそれ
ぞれ添加してもよい。

■は焼入性強化元素で、元素と結合して炭化物を形成し
、クリープ破断強度を高める。その効果は０．５０％以
下で十分である。逆に０．５％を越えると溶接割れ感受
性を著しく高めるので０．５％以下で十分である。特に
０．１〜０．３の範囲が有効である。

７、　ｒ、　ＩＩＩ　ｉ及びＭｇは溶接金属中の脱酸及
び結晶粒径の微細化を促進する元素であり、単独で０．
１％以下又は複合でも０．１％以下でその効果は十分達
成される。それ以上の添加は高温強度及び靭性を低下さ
せる。特に単独又は複合でも０．０３〜０，０６％が好
ましい。

このような溶着金属は、１２０ｒ系鋳鋼または第１表に
示す被溶接材の熱処理例を第２光に示す。

第　　　　２　　　　表 ※２回くシ返しが望しい。

〔発明の実施例〕

心線は真空溶解で溶製し、熱処理及び鍛造後、伸線加工
によシ直径４ｗｓ、長さ４００ｍｍに加工しプはライム
系である。第３表の心線は用いて低水素型被懐アーク溶
接棒とした。

第　　　　５　　　　表 第６表は本発明の溶接棒と比較のために用いた市販の１
２Ｃｒ系高温用被覆アーク溶接棒（直径４、０　ｍ　）
の溶着金属の化学組成を示す。

第　　　　６　　　　表 ド１ 匣１ 使用した供試母材は第７表に示す化学組成からなる１２
Ｃ「系高温用耐熱鋳鋼を用いた。

第　　　　７　　　　表 実施例の溶接施工条件を第３図に示す。予熱温度２００
〜２５０Ｃで十分母材を加熱後、パス間温度及び後熱開
始温度２０（ｌ後、４００Ｃで３０分間の後熱保持後８
０Ｃまで冷却し、その後７００Ｃで４時間保持のＳＲ処
理を施した。

溶接棒の溶接割れ感受性を検討するために溶接拘束割れ
試験を実施した。試験片の形状はＪＩＳＺ３１５７のＵ
型溶接われ試験片に準じた。板厚はａＯ，、である。

第８表及び第９表は、それぞれ第３表及び第４表の比較
溶接棒溶着金属及び本発明の引張強さ、衝撃値及び６０
０Ｃ，１０’時間クリープ破断強度及び溶接部断面割れ
率を示す。

第　　　　８　　　　表 第　　　　９　　　　表 次の通シである。Ｎ添加の有無にかかわらず、高Ｎｂ（
第８表及び第９表のＡＩ）及び高Ｎｂ（第８表及び第９
表の４２）の衝撃値は、両者共比較材よシも低い値を示
す。Ｎｂ含有量がＡＸ〜とＡ２の中間（第８表のＡｌｌ
および第９表のＡ７）では衝撃値は比較材よシもＩ　Ｋ
ｒ／ｃ＆高い値を示している。一方、クリープ破断強度
は高Ｎｂ、低Ｎｂの場合とも比較材と同程度であるが、
第８表の墓１１及び第９表のＪＩ６７は比較材よシも約
３Ｋｆ／１ｍ”高い値を示す。

これらの試験結果は、Ｃｒ当量が１０を超えると、フェ
ライトが生成するため靭性及び高温強度が低下する。し
かしＮｂが少すぎる場合、Ｎｂ特有の組織の微細化及び
高温で安定なＮｂ炭化物の生成がないためＮｂの効果が
発揮されない。第８表（７）Ａｌｌ及び第９表（７）Ａ
７ｔｊ：Ｃｒ当量が１０以下であり、しかもＮｂの適正
な添加量による組織の微細化効果によシ高温強度及び靭
性が改善され次ものである。

第８表のＡ３及びＡ　４　、第９表のＡ３はいずれもＭ
Ｏの添加による効果をみたものであシ、いずれもＭＯの
適正添加量範囲外であるため、靭性及びクリープ破断強
度は比較材よりも低い。第８表及び第９表のＡ３は、い
ずれもＣｒ当量が高すぎるため、フェライトが生成しク
リープ破断強度及び靭性が著しく低い。

第８表のＡ５及び第９表のＡ４は、いずれも本発明の組
成であって、特に■を微°量とし、■含有。

量の減少分をＣによって補なっておシ、比較材よシも高
い靭性及びクリープ破断強度が高い。

第８表の４６及び第９表のＡ５は、Ｃの含有量が多いた
めに焼入性を増し、溶着金属の硬さが高いためクリープ
破断強度は比較材よりも高いが、靭性は著しく低い。

第８表の４７では、Ｃｒ当量が高く７エ２イトの生成が
あるため、比較材よシも靭性及びクリープ破断強度が低
い。第８表のＡ８および第９表のＡ６は、Ｗ含有量が低
いため靭性は比較材よシも高いが、炭化物の凝集、粗大
化現象低減の効果がなくなシ、炭化物の粗大化が起り、
クリープ破断強度が低くなっている。

第８表のＡ９は低Ｃ１高Ｗの場合であるがＣｒ当量が１
０以上であり、フェライトが生成し、特にクリープ破断
強度が低い。

第８表のＡ１０およびＡｌｌ、第９表のＡ７の本発明の
組成範囲内であシ、いずれも比較材よシも靭性及びクリ
ープ破断強度が高い。

次に割れ試験結果についてみると、溶接施工条件は第３
図に示すととくであシ、１パス溶接によって行った。割
れ発生の有無は試験ビードを６断面に分割し、光学顕微
鏡により観察し調査した、第８表および第９表の断面割
れ率は６断面の溶接割れ率の平均値を示す。その結果、
割れは第８表のＡ６および第９表のＡ５の高Ｃ１及び高
Ｖに発生したが、本発明材の第８表のＡ５，１０及び１
１および第９表のＡ４．Ａ７には割れは認められなかっ
た。

〔発明の効果〕

以上のように本発明の溶接構造物は、高温強度及び靭性
が高く、更に耐溶接割れ感受性も良好であシ、特に６０
０？、ｔでの高温クリープ破断強度は著しく高く、高効
率蒸気タービンケーシング用溶接材として要求される強
度を十分満足していることが明らかであり、５５０〜６
００Ｃでの高効率磁気タービンケーシング用溶接構造と
して好適である。

【図面の簡単な説明】 第１図は蒸気タービンケーシング本体、蒸気加減弁ケー
シングの断面構成図、第２図は主蒸気ケーシング及びそ
の溶接部の断面構成図、第３図は実施例で用いた溶接施
工の説明図である。 １・・・ケーシング本体、２・・・加減弁ケーシング、
３・・・主蒸気弁ケーシング、４・・・溶接部。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. １．１２Ｃｒ系鋳鋼または鍛鋼を被溶接材とする溶接構
   造において、重量比でＣ：０．０５〜０．２％。 ＳＩ　　二　０．０５　〜ｉ　　％、Ｍｎ：０．１　〜
   ｌ　　％、　　Ｎ　ｊ：１．５％以下、Ｃｒ：９．０〜
   １３％、Ｍｏ：ｏ、５〜２％、　Ｎ　ｂ　：　０．０５
   〜０．４％、　Ｗ　：　０．０５〜０．８％を含み、残
   部鉄及び不可避不純物元素がらなシ、Ｃ「当量が１０以
   下であることを特徴とする１２０ｒ系鋼溶接構造物。
2. ２．１２Ｃｒ系鋳鋼または鍛鋼を被溶接材とする溶接構
   造物において、重量比でＣ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ
   ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．１〜１％。 Ｎｔ：ｘ、ｓ％以下、Ｃｒ：９゜０〜１３％、ＭＯ：０
   、５〜２％、　Ｎｂ　：　０．０５〜０．４％と、Ｎ：
   ０．０２〜０．１％およびｗ：ｏ、ｏｓ〜０．８％を含
   み残部鉄−及び不可避不純物元素からなシ、Ｃｒ当量が
   １０以下であることを特徴とする１２０ｒ系鋼溶接構造
   物。