JP2005290526A

JP2005290526A - 耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管および製造法

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Publication number: JP2005290526A
Application number: JP2004111384A
Authority: JP
Inventors: Taro Muraki; 太郎村木; Hitoshi Asahi; 均朝日; Akio Soeno; 明雄添野
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-04-05
Filing date: 2004-04-05
Publication date: 2005-10-20
Anticipated expiration: 2024-04-05
Also published as: JP4542361B2

Abstract

【課題】高温長時間側で高いクリープ破断強度を示し、電縫溶接性に優れ、耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管および製造法を提供する。
【解決手段】重量％で、Ｃ：０．００５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．２５〜３．５％、Ｍｏ：０．０１〜２．０％、Ｏ：０．００１〜０．３％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１〜０．１％、を含有し、さらにＮｂ：０．００１〜０．５％、Ｖ：０．０２〜１．０％、Ｂ：０．０００２〜０．０２％、の１種または２種以上を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、に制限し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、電縫溶接部欠陥面積率が０．１％以下となることを特徴とする耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管。
【選択図】なし

Description

本発明は、耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管およびその製造法に関するものであり、さらに詳しくは高温・高圧環境下で使用するクリープ破断強度に優れ、かつ電縫溶接部特性に優れ、かつ耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管およびその製造法に関するものである。

一般に、ボイラ用、化学工業用、原子力用等の高温耐熱耐圧部材にはオーステナイト系ステンレス鋼、Ｃｒ含有量が９〜１２％（以降、成分割合を表す％は重量％）の高Ｃｒフェライト鋼、Ｃｒ含有量が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼あるいは炭素鋼等の材料が用いられている。そして、これらは対象となる部材の使用温度、圧力等の使用環境と経済性を考慮して適宜選択される。

ところで、これら材料のうちのＣｒ含有量が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼の特徴としては、Ｃｒを含有しているため炭素鋼に比べて耐酸化性、高温耐食性及び高温強度に優れることや、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて格段に安価で、かつ熱膨張係数が小さくて応力腐食割れを起こさないこと、更には高Ｃｒフェライト鋼に比べても安価であって靱性、熱伝導性および溶接性に優れることが挙げられる。

このような低Ｃｒフェライト鋼の代表例として、ＪＩＳに規格されているＳＴＢＡ２０，ＳＴＢＡ２１，ＳＴＢＡ２２，ＳＴＢＡ２３，ＳＴＢＡ２４等が知られており、通常Ｃｒ−Ｍｏ鋼と総称されている。また、高温強度を向上させる目的で析出強化元素であるＶ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｂを添加した低Ｃｒフェライト鋼が、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４、特許文献５、特許文献６、特許文献７、特許文献８、特許文献９、特許文献１０等の公報で提案されている。

更に、析出強化型の低Ｃｒフェライト鋼として、タービン用材料である１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．２５Ｖ鋼や、高速増殖炉用構造材料である２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ鋼等が良く知られている。しかし、これらの低Ｃｒフェライト鋼は、高Ｃｒフェライト鋼やオーステナイト系ステンレス鋼に比べると高温での耐酸化性、耐食性に劣り、また高温強度も低いため、５５０℃以上での使用に問題がある。

そこで、特許文献１１、特許文献１２では、５５０℃以上の高温でのクリープ強度を改善するため、Ｗの多量添加を行った低Ｃｒフェライト鋼が提案されている。また、特許文献１３には、５５０℃以上の高温でのクリープ強度を改善し、併せて高強度化に伴う靱性低下を抑制するため、Ｎ量を制限した上でＢを微量添加した低Ｃｒフェライト鋼が提案されている。

これらの材料を電縫溶接した場合、電縫溶接部には多数の高融点酸化物が生成し、電縫溶接時に内面に取り込まれ、電縫溶接部特性、つまり電縫溶接部の欠陥面積率が高く、５５０℃以上の高温環境下で電縫溶接部のクリープ破断強度、靱性等の特性が満足できない。従って、５５０℃以上の高温で使用可能な低Ｃｒフェライト鋼はシームレス鋼管である。シームレス鋼管は、製造コストが高く、経済的にも有用な材料とは言えない。

また、従来高温強度、クリープ強度の向上には、炭化物による析出強化、Ｍｏ等による固溶強化が用いられてきた。しかしながら、高温に長時間曝されると、析出物は粗大化し、固溶元素は析出物を形成するようになるため、これら冶金因子による強化ではクリープ強度の向上に対して限界がある。更に、クリープ強度を向上させるためＢを添加することも試みられているが、焼入れ性が高くなり熱延コイル内での強度変動が大きくなるという問題がある。

また、低Ｃｒフェライト鋼や高Ｃｒフェライト鋼では溶接部再熱割れ感受性が高いため、溶接時の入熱制御や冷却速度の制御をすることによって、溶接熱影響部の結晶粒粗大化を防止している。しかしながら溶接施工性の観点から考慮すると、施工効率が非常に悪くかつ入熱制御や冷却速度の管理は非常に困難な場合がある。

また、本発明者らは、上記問題点を踏まえ、先に、溶接欠陥が少なく、かつクリープ破断強度および靭性の優れた電縫ボイラ鋼管として、鋼中に含有するＳｉ，＃Ｍｎ，Ｃｒの重量比を調整し、鋼中に存在するＳｉＯ₂，ＭｎＯ，Ｃｒ₂Ｏ₃の混合酸化物の融点を下げ、溶接時にスラグ成分としてこれら酸化物をスクイズアウトする技術を特許文献１４で提案し、更に、Ｍｇ系酸化物の平均数密度を規制する技術を特許文献１５で提案した。

特開昭５７−１３１３４９号公報特開昭５７−１３１３５０号公報特開昭６１−１６６９１６号公報特開昭６２−５４０６２号公報特開昭６３−１８０３８号公報特開昭６３−６２８４８号公報特開昭６４−６８４５１号公報特開平１−２９８５３号公報特開平３−６４４２８号公報特開平３−８７３３２号公報特開平２−２１７４３８号公報特開平２−２１７４３９号公報特開平４−２６８０４０号公報特開２０００−２３４１４０号公報特開２００２−１４６４８１号公報

本発明は、Ｃｒ含有量が３．５％以下の低Ｃｒフェライト鋼でありながら、高温長時間側で高いクリープ破断強度を示し、電縫溶接性に優れ、耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管および製造法を提供することを目的とする。

本発明は、電縫溶接時には溶接部を外気から遮断することによって、電縫衝合部に溶接欠陥の原因となる酸化物を形成させず、高温長時間側で高いクリープ破断強度を示し、電縫溶接性に優れ、耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管および製造法を提供する。

具体的には、電縫溶接時に溶接部を外気から遮断することによって、電縫衝合部に溶接欠陥の原因となる酸化物を形成させず、また酸化物が形成される条件下であってもＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒ量を調整し混合酸化物の融点を制御することによって電縫衝合部に溶接欠陥が生じないようにすることが可能である。より詳細に述べると、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒから形成される酸化物であるＳｉＯ₂，ＭｎＯ，Ｃｒ₂Ｏ₃の３元系状態図を考えた場合、これらの混合酸化物の融点が低融点であるほど、電縫溶接時には電縫溶接部欠陥となる酸化物として残らず、酸化物が溶融し、スラグ成分として押し出され、電縫溶接部に残存することなく、溶接欠陥が生じにくい。これらの酸化物の３元系状態図を考えた場合、ＳｉＯ₂は添加すればするほど３元系酸化物を低融点化する。一方、ＭｎＯおよびＣｒ₂Ｏ₃は添加すればするほど３元系酸化物を高融点化する。これらのことを考慮して、ＳｉＯ₂，ＭｎＯ，Ｃｒ₂Ｏ₃、すなわちＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒ添加量を分子、分母の係数に分配することによって、電縫溶接部特性に影響を与える酸化物生成を制御する。電縫溶接部特性に影響を与えるＳｉＯ₂，ＭｎＯ，Ｃｒ₂Ｏ₃の生成元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒの添加量をＳｉ，ＭｎおよびＣｒの重量比が（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％＋Ｃｒ％）の値で０．００５以上１．５以下に制御することによって、電縫溶接部溶接欠陥面積率が極めて低く、電縫溶接部クリープ特性、靱性等の劣化を防止する。さらに電縫溶接部周辺を非酸素系ガスで外気を遮断することによって、より一層酸化物が形成されにくくなりその結果、電縫溶接部の溶接欠陥は減少し、材質特性向上となる。さらに、Ｍｇ系酸化物が鋼中に平均粒径０．００２μｍ以上３μｍ以下とし、かつ数密度０．０１個／μｍ²以上１０個／μｍ²以下に制御することによって、溶接施工時に入熱制御などをすることなく継手溶接時の溶接熱影響部の組織粗大化を防止し、その結果継手溶接部の熱処理で生じる溶接部再熱割れを防止することが可能となることを特徴とする。

すなわち、本発明は以下の構成を要旨とする。
（１）質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｃｒ：０．２５〜３．５％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
Ｏ：０．００１〜０．３％、
Ａｌ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００１〜０．１％、
を含有し、さらに
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、
Ｖ：０．０２〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．０２％、
Ｗ：０．０１〜４．０％、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｏ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０５％、
の１種または２種以上を含有し、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
に制限し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ母材組織が焼戻しマルテンサイト、焼戻しベーナイト、焼戻しフェライト−パーライトのうち１種または２種以上からなり、さらに、電縫溶接部が溶接ままのミクロ組織を有する電縫ボイラ鋼管であって、該電縫ボイラ鋼管の電縫溶接部欠陥面積率が０．１％以下であることを特徴とする耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管。
（２）Ｓｉ，ＭｎおよびＣｒの重量比が（Ｓｉ％）／（（Ｍｎ％）＋（Ｃｒ％））の値で０．００５以上１．５以下とし、かつ、ＳｉＯ₂，ＭｎＯおよびＣｒ₂Ｏ₃の混合酸化物の融点が１６００℃以下であることを特徴とする（１）記載の耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管。
（３）Ｍｇ系酸化物が鋼中に平均粒径０．００２μｍ以上３μｍ以下とし、かつ数密度０．０１個／μｍ²以上１０個／μｍ²以下であることを特徴とする（１）または（２）に記載の耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管。
（４）質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｃｒ：０．２５〜３．５％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
Ｏ：０．００１〜０．３％、
Ａｌ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００１〜０．１％
を含有し、さらに
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、
Ｖ：０．０２〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．０２％、
Ｗ：０．０１〜４．０％、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｏ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０５％、
の１種または２種を含有し、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
に制限し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる熱延鋼板を焼戻し、筒状に造管して突き合わせ部を電縫溶接することを特徴とする耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管の製造方法。
（５）電縫溶接時に溶接部を外気から遮断することを特徴とする（４）記載の耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管製造法。
（６）電縫溶接時に溶接部近傍に溶接部上下面から不活性ガス、窒素ガス、水素ガスの１種または２種以上からなる非酸素系ガスを吹き付けることを特徴とする（４）または（５）記載の耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管製造法。
（７）（４）〜（６）のいずれか１項に記載の製造方法に加えて、さらに、焼入れ−焼戻し、または焼準−焼戻しの熱処理を施すことを特徴とする耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管製造法。
（８）（４）〜（６）のいずれか１項に記載の製造方法に加えて、さらに、サイジング処理を施すことを特徴とする耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管の製造方法。
（９）（８）記載の製造方法に加えて、さらに、焼入れ−焼戻しまたは焼準−焼戻しの熱処理を実施することを特徴とする耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管の製造方法。

本発明によれば、高温・高圧環境下で使用する高温長時間側で高いクリープ破断強度を有し、かつ電縫溶接部特性に優れ、かつ耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管および製造法に関するものであり、かつ製造コストが安く経済的な材料であり、産業の発展に寄与するところが極めて大である。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明鋼は、Ｎｂ，Ｖ析出物や微細炭化物（Ｍ₂₃Ｃ₆やＭ₇Ｃ₃）の高温長時間安定性を高めることと、Ｗ，Ｍｏを主成分とする粗大析出物（Ｍ₆Ｃや金属間化合物）の生成を抑制することと、Ｍｇを含有し、Ｍｇ系酸化物が鋼中に微細分散し、これらによって高温域でも長時間に渡って金属組織が安定に維持され、高温長時間側のクリープ破断強度が改善される。さらにこれらの析出物の制御によって、溶接施工後の継手溶接部熱処理で生じる溶接部再熱割れを事前に防止することが可能となる。

さらに電縫溶接部特性に影響を与えるＳｉＯ₂，Ｃｒ₂Ｏ₃，ＭｎＯの生成元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒの添加量を制御することによって、電縫溶接部溶接欠陥面積率が極めて低く、電縫溶接部クリープ特性、靱性等の劣化が防止される。

さらに電縫溶接部近傍を非酸素系ガスで外気を遮断することによって、電縫溶接部溶接欠陥面積率が極めて低く、電縫溶接部クリープ特性や靱性等の劣化が防止される。

さらにＭｇ系酸化物を鋼中に微細分散することによって、継手溶接部の溶接熱影響部の結晶粒粗大化を抑制することが可能となり、その結果溶接施工後の継手溶接部熱処理で生じる溶接部再熱割れを事前に防止することが可能となる。Ｍｇを十分微細分散させるには、溶鋼を十分攪拌する必要がある。

本発明鋼において、成分組成を前記のように限定した理由は次の通りである。

Ｃは、Ｃｒ，Ｆｅ，Ｗ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂと炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与すると共、それ自体がオーステナイト安定化元素として組織を安定化する。

本発明鋼は、焼きならし・焼きもどし処理によってフェライトとマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの混合した組織になるが、Ｃ含有量はこれらの組織のバランス制御のためにも重要である。

そして、Ｃ含有量が０．０１％未満では炭化物の析出量が不十分となると共に、δフェライト量が多くなりすぎて強度と靱性を損なう。一方、０．２０％を超えると炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性と溶接性を損なう。従って、Ｃ含有量は０．０１％以上０．２０％以下とした。

Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また鋼の耐水蒸気酸化特性を高める元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では不十分であり、１．０％を超えると靱性が著しく低下し、クリープ破断強度に対しても有害である。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上１．０％以下とした。

Ｍｎは、脱酸のためのみでなく強度保持上も必要な元素である。効果を十分得るためには０．０５％以上の添加が必要であり、２．０％を超すとクリープ破断強度が低下する場合がある。従ってＭｎ含有量は０．０５％以上２．０％以下とした。

Ｃｒは、低Ｃｒフェライト鋼の耐酸化性と高温耐食性の改善のために不可欠な元素であり、Ｃｒ含有量が０．５％未満ではこれらの効果が得られない。しかし、Ｃｒ含有量が３．５％を超えると、靱性、溶接性、熱伝導性が低くなって低Ｃｒフェライト鋼の利点が少なくなる。従って、Ｃｒ含有量は０．５％以上３．５％以下とした。

ＮｂはＣ，Ｎと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、クリープ破断強度の上に寄与する。特に、６２５℃以下では安定な微細析出物を形成してクリープ破断強度を著しく改善する効果がある。さらに、結晶粒を微細化し、靱性の改善にも有効である。しかし、Ｎｂ含有量が０．００１％未満では上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．５％を超えると鋼が著しく硬化し、靱性、加工性、溶接性を損なうようになる。従って、Ｎｂ含有量は０．００１％以上０．５％以下とした。

Ｖは、Ｎｂと同様にＣ，Ｎと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温長時間側のクリープ破断強度の向上に寄与するが、その含有量が０．０２％未満ではその効果は十分ではない。しかし、１．０％を超えてＶが添加されるとＶ（Ｃ，Ｎ）の析出量が過剰となり、かえって強度と靱性を損なうようになる。従って、Ｖ含有量は０．０２％以上１．０％以下とした。

Ｎは、マトリックス中に固溶あるいは窒化物、炭窒化物として析出し、主にＶＮ，ＮｂＮまたはそれぞれの炭窒化物の形態をとって固溶強化にも析出強化にも寄与する。本発明では、Ｔｉと結合してＴｉＮ、さらにＢと結合してＢＮとして析出し、それぞれクリープ破断強度向上に寄与する。０．００１％未満の添加では強化への寄与がほとんどなく、また０．０８％を超えて添加すると、母材靱性と強度の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．００１％以上０．０８％以下とした。

Ｂは、次に示す効果を確保するために添加される元素である。Ｃと共偏析することにより微細炭化物（具体的にはＭ₂₃Ｃ₆炭化物）を安定化する。低Ｃｒフェライト鋼においては、高温で長時間加熱されるとＭ₂₃Ｃ₆炭化物にＷやＭｏが濃化することによってこれが粗大なＭ₆Ｃ炭化物へと変化し、クリープ強度及び靱性の低下を招く。しかしながら、Ｂの添加によりＭ₂₃Ｃ₆が安定化するので粗大炭化物Ｍ₆Ｃの析出が抑えられ、クリープ強度の低下が抑制される。しかし、Ｂ含有量が０．０００３％未満では上記の効果が得られず、一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えるとＢが結晶粒界に過剰に偏析し、Ｃとの共偏析によって炭化物が凝集粗大化する場合があり、その結果として加工性、靱性及び溶接性を著しく損ねることになる。従って、Ｂ含有量は０．０００３％以上０．０１％以下とした。

Ａｌは、脱酸剤として有効であるが、特に０．０１％を超えると高温強度が低下するので、０．０１％以下とした。

Ｍｏは、固溶強化と微細炭化物析出による強化の作用を有していてクリープ破断強度の向上に有効な元素であるので、必要に応じて含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が０．０１％未満では上記効果が得られず、一方、２．０％を超えるとその効果が飽和するばかりか、溶接性、靱性を損なうようになる。従って、Ｍｏを添加する場合には０．０１％以上２．０％以下が好ましい。なお、ＭｏとＷとを複合添加する場合には、単独添加の場合に比べて鋼の強度が一段と向上し、特に高温クリープ破断強度が改善される。

Ｗは、固溶による強化作用と微細炭化物の析出による強化作用を発揮するので、クリープ破断強度の向上に有効な元素であるが、Ｗ含有量が０．０１％未満ではこれらの効果は得られない。一方、Ｗ含有量が３．０％を超えると鋼が著しく硬化し、靱性、加工性、溶接性を損なう。従って、Ｗ含有量は０．０１以上３．０％以下とした。なお、ＷはＭｏと複合添加することによって鋼の強度向上効果が顕著化することは既に述べた通りである。

Ｐ，Ｓは、本発明鋼においては不純物として混入してくるが、本発明の効果を発揮する上で、Ｐ，Ｓは強度を低下させるので、それぞれ上限値を０．０３０％、０．０１０％とした。

Ｏは、０．００１〜０．３％に限定する。Ｏが０．００１％未満ではＭｇを必要量含有していても酸化物数が不足し、強度上昇が計れない。一方、Ｏが０．３％超では酸化物が極端に粗大化して脆性破壊の起点になるため好ましくない。従って、Ｏを０．００１〜０．３％に限定した。

Ｍｇ含有量が０．０００２％未満の場合は分散する酸化物の個数が十分ではない。Ｍｇ含有量が０．０５％超の場合はＭｇが過剰となり不経済であるばかりでなく、酸化物が粗大化し機械的特性に悪影響を及ぼす。従って、Ｍｇ含有量は０．０００２以上０．０５％以下とした。

さらにＴｉは、Ｃ及びＮと結合してＴｉ（Ｃ，Ｎ）を形成する。特に、Ｎとの結合力が強いため、固溶Ｎの固定に有効である。もっとも、後述するようにＢも固溶Ｎを固定する作用を有しているが、Ｃとの結合形態はＴｉとは大きく異なる。即ち、ＢはＦｅ，ＣｒＷを主要成分とする炭化物中に偏析しやすく、過剰のＢが存在する場合にはこれら炭化物の凝集粗大化を促進する場合がある。これに対し、ＴｉはＣと単独に結合すると共にＴｉＮと複合析出するが、それ以上凝集粗大化が進むことはない。従って、Ｔｉは、Ｎを有効に固定し、同時に炭化物の相安定性に影響しない点で好ましい。

Ｔｉは、固溶Ｎ量を抑えることにより焼入れ性を向上させ、靱性、クリープ強度を向上させる。しかし、Ｔｉ含有量が０．００１％未満では前記の効果が得られず、一方、その含有量が０．０５％を超えるとＴｉ（Ｃ，Ｎ）の析出量が多くなって靱性が著しく損なわれるようになる。従って、Ｔｉの含有量は０．００１〜０．０５％が好ましい。

また、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏは、いずれも強力なオーステナイト安定化元素であり、特に大量のフェライト安定化元素、すなわちＣｒ，Ｗ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｓｉ等を添加する場合において、焼入れ組織もしくは焼入れ−焼きもどし組織を得るために必要であり、かつ有用である。同時にＣｕは高温耐食性の向上、Ｎｉは靱性の向上、Ｃｏは強度の向上にそれぞれ効果がある。いずれも０．１％以下では効果が不十分であり、２．０％を超えて添加する場合には、粗大な金属間化合物の析出もしくは粒界への偏析に起因する脆化が避けられない。従って、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ含有量はそれぞれ０．１％以上２．０％以下とした。

また、本発明においては必要に応じて、Ｌａ，Ｃａ，Ｙ，Ｃｅ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｒｅ，Ｐｔ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｓｂの１種または２種以上を添加することができるが、これらの元素は、不純物元素（Ｐ，Ｓ，Ｏ）とそれらの析出物（介在物）の形態制御を目的として添加される。これらの元素のうち少なくとも一種を、それぞれの元素について０．００１％以上添加することによって前記の不純物を安定で無害な析出物として固定し、強度と靱性を向上させる。０．００１％未満ではその効果が無く、０．２％を超えると介在物が増加し、かえって靱性を損なうので、それぞれの含有量は０．００１〜０．２％とする。

さらに、本発明における酸化物の数密度は抽出レプリカを光学顕微鏡または電子顕微鏡による観察・撮影によって求めたものである。即ち、倍率１０００〜５００００倍の適当な倍率の抽出レプリカ写真の３視野以上について酸化物１００個以上を測定し、平均粒径及び観察面積あたりの個数を求める。酸化物の形状が円ではないときは酸化物の面積から円相当径を粒径とする。

Ｍｇ系酸化物の平均粒径が０．００２μｍ未満では転位が容易に酸化物を乗り越えていくため強度の向上が少なく、また溶接熱影響部の結晶粒粗大化防止のためのピニング効果を発揮できず溶接部再熱割れが生じ、３μｍを超えると酸化物そのものが破壊の起点となる傾向にあり靱性が低下するので好ましくない。また数密度が１μｍ²あたり０．０１個未満であると高温クリープ強度が向上せず、また溶接熱影響部の結晶粒粗大化防止のためのピニング効果を発揮できず溶接部再熱割れが生じる。また、酸化物の数密度は大きい程強度は向上するが、１０個超の分散は製鋼上コントロールが困難であることから本発明においては酸化物の数密度は１μｍ²あたり０．０１個〜１０個に限定する。

さらに、上記の本発明では、電縫溶接部のクリープ破断強度、靱性、電縫溶接性等の良好な特性を得るためには、ＳｉＯ₂，ＭｎＯ，Ｃｒ₂Ｏ₃の生成元素であるＳｉ，ＭｎおよびＣｒの重量比とこれら酸化物の融点を制御する必要がある。ＳｉＯ₂，ＭｎＯ，Ｃｒ₂Ｏ₃の３元系状態図を考えた場合、これらの混合酸化物の融点が低融点であるほど、電縫溶接時には電縫溶接部欠陥となる酸化物として残らず、酸化物が溶融し、スラグ成分として押し出され、電縫溶接部に残存することなく、溶接欠陥が生じにくい。このために、上記混合酸化物の融点は１６００℃以下とする必要がある。また、これらの酸化物の３元系状態図を考えた場合、ＳｉＯ₂は添加すればするほど３元系酸化物を低融点化する。一方、ＭｎＯおよびＣｒ₂Ｏ₃は添加すればするほど３元系酸化物を高融点化する。これらのことを考慮して、ＳｉＯ₂，ＭｎＯ，Ｃｒ₂Ｏ₃、すなわちＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒ添加量を分子、分母の係数に分配することによって、電縫溶接部特性に影響を与える酸化物生成と共に、これら混合酸化物の融点を１６００℃以下に制御する必要がある。電縫溶接部特性に影響を与えるＳｉＯ₂，ＭｎＯ，Ｃｒ₂Ｏ₃の生成元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒの重量比を（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％＋Ｃｒ％）の値で制限する。これらの考えは、２元系酸化物の場合も同様である。なお、上記混合酸化物の融点の測定は、加熱炉で加熱中の鋼材の変化を望遠鏡で観察し、融け出した温度を融点とする方法が通常使用される。

電縫鋼管のＣ方向に沿ってシャルピー試験片を採取し、１００℃でシャルピー試験を行った試験片を用いて、光学顕微鏡にて溶接欠陥面積率を測定した。測定方法は、光学顕微鏡観察によって酸化物の面積を測定し、溶接欠陥面積率を算出したものである。

すなわち、（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％＋Ｃｒ％）の値が０．００５未満の場合、ＭｎＯやＣｒ₂Ｏ₃の酸化物が電縫溶接部に残留し、溶接欠陥の原因となり、溶接部の強度、靱性等の特性が劣化する。また、（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％＋Ｃｒ％）の値が１．５を超える場合、ＳｉＯ₂の酸化物が電縫溶接部に残留し、溶接欠陥の原因となり、溶接部の強度、靱性等の特性が劣化する。アプセット時にこれらの酸化物が溶融し、スラグ成分として押し出されると溶接欠陥は生じないが、酸化物として存在すると、電縫溶接部に溶接欠陥が生じ、電縫溶接部のクリープ破断強度、靱性を著しく劣化させる。これらの問題が発生しないようにするには、溶接欠陥面積率を０．１％以下にする必要がある。

上述したような溶接欠陥面積率を０．１％以下とするためには、上述の鋼成分、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒの最適量とした熱延鋼板を焼戻し処理、好ましくは７００〜７６０℃の温度で１〜１０Hr熱延コイルの状態で保熱炉或いは加熱炉中で焼戻しする必要がある。本発明に関する熱延鋼板は引張り強度で最大±３００ＭＰａの強度のばらつきを持つことがあるが、本発明の焼戻し処理した熱延鋼版では最大±１５０ＭＰａ程度の強度のばらつきに収まる。このような焼戻し処理した熱延鋼板を造管して電縫ボイラ鋼管とすれば、熱延鋼板の強度が均一になり、造管形状が一定に保たれ、結果として電縫溶接条件が一定となるため溶接欠陥が減少する。

さらに、電縫溶接時には、溶接部にボックスをかぶせ、その中に不活性ガスを吹き込み充満させる等の手段で電縫衝合部を外気から遮断するか、または不活性ガス（例えばアルゴンガス）、窒素ガス、水素ガスの１種または２種以上の非酸素系ガスで外気から遮断することによって電縫衝合部には溶接欠陥の一因であるＳｉ，ＭｎおよびＣｒ系酸化物が形成されず、その結果電縫溶接部特性が良好な材質を得ることができる。

表１、表２（表１のつづき）に示す化学成分の各鋼を１０５０〜１３００℃で加熱、圧延し、厚さ８mmの熱延鋼板とした。圧延終了温度は全て８５０〜１０５０℃の間となるように制御した。次に熱処理は、７４０℃×１hrに加熱後空冷して焼戻し処理をした。その後、外径４５mmの電縫鋼管を製造した。その際、電縫溶接部をアルゴンガスシールドなど非酸素系ガスシールドも実施した。また、鋼管を継手溶接し、７２０℃×１hr加熱後空冷の溶接後熱処理を実施した試験片の溶接部再熱割れ特性を評価した。電縫溶接部特性は、各試験体の電縫溶接部溶接欠陥面積率を測定し、溶接欠陥面積率が０．１％以上を溶接不可と判断した。また、溶接部再熱割れ特性は、鋼管継手部の側曲げ試験にて評価した。

なお、溶接欠陥面積率測定は、１００℃でシャルピー試験を行った試験片を用い、光学顕微鏡にて測定した。

また、本開発鋼中の酸化物の平均粒径および数密度は、抽出レプリカサンプルを光学顕微鏡または電子顕微鏡による観察・撮影によって求めた。観察時の倍率は１０００〜５００００倍の適当な倍率とし、抽出レプリカ写真の３視野以上について酸化物１００個以上を測定し、平均粒径及び観察面積あたりの個数を求めた。酸化物の形状が円ではないときは酸化物の面積から円相当径を粒径とした。

表２（表１のつづき）には本発明鋼と比較鋼の化学成分と評価結果を示す。本発明鋼（Ｎｏ．１〜２１）は比較鋼（Ｎｏ．１０１〜１１３）に比べていずれの特性も優れていることが判る。

比較鋼の鋼番１０２の場合、Ｍｎ含有量が２．０％を超すとクリープ破断強度が低下する場合がある。

比較鋼の鋼番１１３の場合、Ｍｇ含有量が０．０００２％未満となるＭｇ系酸化物を形成するためのＭｇが不足し、溶接熱影響部の粗大化を抑制することができず、溶接部再熱割れを生ずる。

比較鋼の鋼番１０１，１０４および１０７の場合、Ｏ含有量が０．３％を超すと粗大な酸化物を形成し、靱性低下や溶接熱影響部の粒界脆化の原因となり溶接部再熱割れを生ずる。

比較鋼の鋼番１０３の場合、Ｍｏ含有量が２％を超すと粗大なＭｏ炭化物が多数析出し、クリープ強度の低下や脆化の原因となり、また溶接熱影響部の粒界脆化の原因となる。

比較鋼の鋼番１０２および１１１の場合、Ｗ含有量が４％を超すと粗大なＷ炭化物や金属間化合物が多数析出し、また固溶Ｗ量も減少するためクリープ強度の低下や脆化の原因となり、また溶接熱影響部の粒界脆化の原因となる。

比較鋼の鋼番１０６および１０８の場合、Ｎｂ含有量が０．５％を超すと粗大なＮｂ炭窒化物が析出し、溶接熱影響部の粒界脆化の原因となり溶接部再熱割れを生ずる。

比較鋼の鋼番１０９および１１２の場合、Ｖ含有量が１％を超すと粗大なＶ炭窒化物が析出し、溶接熱影響部の粒界脆化の原因となり溶接部再熱割れを生ずる。

比較鋼の鋼番１１０の場合、Ｎ含有量が０．１％を超すと粗大なＮｂやＶ窒化物を形成し、溶接熱影響部の粒界脆化の原因となり溶接部再熱割れを生ずる。

比較鋼の鋼番１０５の場合、Ｂ含有量が０．０２％を超すと粗大なＢ炭窒化物が析出し、溶接熱影響部の粒界脆化の原因となり溶接部再熱割れを生ずる。

比較鋼の鋼番１１２および１１３の場合、Ｍｇ系酸化物の数密度が０．０１個／μｍ²未満であると溶接熱影響部の結晶粒粗大化抑制に必要な酸化物密度が不十分のため、その結果溶接部再熱割れが生ずる。

比較鋼の鋼番１１０の場合、電縫溶接欠陥面積率が０．１％を超すと、電縫溶接部特性が劣化し、溶接部のクリープや機械的特性が劣化する。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｃｒ：０．２５〜３．５％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
Ｏ：０．００１〜０．３％、
Ａｌ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００１〜０．１％、
を含有し、さらに
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、
Ｖ：０．０２〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．０２％、
Ｗ：０．０１〜４．０％、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｏ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０５％、
の１種または２種以上を含有し、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
に制限し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ母材組織が焼戻しマルテンサイト、焼戻しベーナイト、焼戻しフェライト−パーライトのうち１種または２種以上からなり、さらに、電縫溶接部が溶接ままのミクロ組織を有する電縫ボイラ鋼管であって、該電縫ボイラ鋼管の電縫溶接部欠陥面積率が０．１％以下であることを特徴とする耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管。
Ｓｉ，ＭｎおよびＣｒの重量比が（Ｓｉ％）／（（Ｍｎ％）＋（Ｃｒ％））の値で０．００５以上１．５以下とし、かつ、ＳｉＯ₂，ＭｎＯおよびＣｒ₂Ｏ₃の混合酸化物の融点が１６００℃以下であることを特徴とする請求項１記載の耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管。
Ｍｇ系酸化物が鋼中に平均粒径０．００２μｍ以上３μｍ以下とし、かつ数密度０．０１個／μｍ²以上１０個／μｍ²以下であることを特徴とする請求項１または２記載の耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管。
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０５〜２．０％、
Ｃｒ：０．２５〜３．５％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
Ｏ：０．００１〜０．３％、
Ａｌ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００１〜０．１％
を含有し、さらに
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、
Ｖ：０．０２〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．０２％、
Ｗ：０．０１〜４．０％、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｏ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０５％、
の１種または２種を含有し、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
に制限し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる熱延鋼板を焼戻し、筒状に造管して突き合わせ部を電縫溶接することを特徴とする耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管の製造方法。
電縫溶接時に溶接部を外気から遮断することを特徴とする請求項４記載の耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管製造法。
電縫溶接時に溶接部近傍に溶接部上下面から不活性ガス、窒素ガス、水素ガスの１種または２種以上からなる非酸素系ガスを吹き付けることを特徴とする請求項４または５記載の耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管製造法。
請求項４〜６のいずれか１項に記載の製造方法に加えて、さらに、焼入れ−焼戻し、または焼準−焼戻しの熱処理を施すことを特徴とする耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管製造法。
請求項４〜６のいずれか１項に記載の製造方法に加えて、さらに、サイジング処理を施すことを特徴とする耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管の製造方法。
請求項８記載の製造方法に加えて、さらに、焼入れ−焼戻しまたは焼準−焼戻しの熱処理を実施することを特徴とする耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管の製造方法。