JP2008291360A - 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接熱影響部にてType IV型損傷の発生を抑制するフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体の提供。
【解決手段】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:0.01〜0.50%のいずれか1種又は2種以上を含有する鋼からなり、かつ、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、Ac↓1変態点〜Ac↓1変態点+300℃に加熱される鋼材の溶接熱影響部位に、転位密度が1×10↑12個/m↑2以上(Cr:0.4〜3.0%)又は1×10↑13個/m↑2以上(Cr:3.0超〜12.0%)の低温変態組織が生成すること。
【選択図】図３

Description

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

ところで、溶接部（溶接継手）の強度低下は、一般に、１０万時間で３０〜５０％といわれている。この強度の低下をなくすことは、低下率から推定して、高温プラント機器の強度は、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。

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

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

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

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

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

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

特許文献６には、溶接部を、溶接後に、再度、母材とともに熱処理する技術、例えば、焼入れ焼戻し、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。

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。

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。

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。

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。

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。

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

即ち、非特許文献３は、工業的ではない特殊解しか提案しておらず、安定してＴｙｐｅ ＩＶ型損傷を抑制する技術を開示するものではない。非特許文献３は、むしろ、Ｂを９０ｐｐｍ添加すると、Ｔｙｐｅ ＩＶ型損傷を安定的に抑制することができることを示唆するものである。

特開２００２−３３２５４７号公報 特開２００１−１９２７６１号公報 特開平１１−２５６２６９号公報 特開平０７−２４２９３５号公報 特開平０６−０６５６８９号公報 特開２００１−００３１２０号公報 「高Ｃｒフェライト系先端耐熱鋼の熱影響部に見られるＴｙｐｅ ＩＶ型クリープ損傷を発生する組織の特定と生成機構」，鉄と鋼，Ｖｏｌ．９０（２００６）Ｎｏ．１０，ｐｐ３１−３９ 「高Ｃｒフェライト系先端耐熱鋼のＴｙｐｅ ＩＶ型クリープ損傷の組織支配因子の考察」，鉄と鋼，Ｖｏｌ．９０（２００６）Ｎｏ．１０，ｐｐ４０−４８ 「細粒化を抑制したＰ９２ＨＡＺ再現材のクリープ特性」，ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，Ｖｏｌ．１９（２００６），１１８０

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

そして、本発明は、上記課題を解決して、発電ブラント又は石油化学プラントを構成する耐熱溶接構造体の設計において、設計裕度を小さくとっても、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。

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

その結果、本発明者は、次の知見を得るに至った。

（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。

（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。

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。

（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。

（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。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．４〜１２．０％、Ｎ：０．００２〜０．１５％、及び、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、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、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）

（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。

（３） 前記低温変態組織が、ベイナイト及び／又はマルテンサイトであることを特徴とする前記（１）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。

（４） 前記低温変態組織が、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物であって、透過電子顕微鏡を用いた５万倍の観察にて確認できるＭＸ型窒化物を、２個／μｍ²以上含むベイナイト及び／又はマルテンサイトであることを特徴とする前記（１）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。

（５） 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（４）に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（６） 前記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）〜（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。

（７） 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）〜（６）のいずれかに記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。

（８） 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）〜（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。

（９） 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）〜（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。

（１０） 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）〜（９）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。

（１１） 前記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いることを特徴とする前記（１）〜（１０）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。

（１２） 前記（１）〜（１１）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。

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。

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

本発明鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、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。

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ｆ_Xは一次式ｆ_X＝１＋α_X［％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、α_X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。

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。

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

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

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

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

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

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

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

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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

次に、本発明鋼材の製造と、溶接部特性の確認について説明する。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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−Ｋ_αまたはＣｕ−Ｋ_α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−Ｋ_αまたはＣｕ−Ｋ_α特性Ｘ線は、それぞれ、近接するＫ_α1線およびＫ_α2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Ｋ_α2線回折ピーク高さを差し引いて、Ｋ_α1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。

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

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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

（実施例１）
表１に示す化学成分の本発明鋼材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。

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

また、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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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

従来溶接部においては、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。

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

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

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

フェライト系耐熱鋼の溶接熱影響部に発生したＴｙｐｅ ＩＶ型損傷を示す図である。 本発明鋼材の溶接部（本発明溶接部）と従来耐熱鋼材の溶接部（従来溶接部）の６００℃、１０万時間の推定クリープ破断強度を、母鋼材の上記推定クリープ破断強度との比で示す図である。 本発明鋼材の溶接熱影響部の転位密度と、溶接部の６００℃、１０万時間推定のクリープ破断強度比との関係を示す図である。 溶接前の鋼材の旧γ粒径（平均値）と、ＨＤＩ値が本発明範囲を満たす溶接部の溶接熱影響部の転位密度との関係を示す図である。 多重の熱サイクルを受けた溶接部と母鋼材の６００℃、１０万時間推定クリープ破断強度の比と、球相当直径２００ｎｍ以下のＭＸ型窒化物の析出密度（個／μｍ²）との関係を示す図である。 ＭＸ型窒化物の導入により、多重熱サイクル影響部位（熱影響部外縁）の６００℃、１０万時間推定クリープ破断強度比が安定化することを示す図である。

Claims (12)

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、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）
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請求項１に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
3. 前記低温変態組織が、ベイナイト及び／又はマルテンサイトであることを特徴とする請求項１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。
4. 前記低温変態組織が、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａのいずれか１種又は２種以上のＭＸ型窒化物であって、透過電子顕微鏡を用いた５万倍の観察にて確認できるＭＸ型窒化物を、２個／μｍ²以上含むベイナイト及び／又はマルテンサイトであることを特徴とする請求項１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。
5. 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請求項４に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
6. 前記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請求項１〜５のいずれか１項に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
7. 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請求項１〜６のいずれか１項に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
8. 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請求項１〜７のいずれか１項に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
9. 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請求項１〜８のいずれか１項に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
10. 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請求項１〜９のいずれか１項に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
11. 前記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いることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材。
12. 請求項１〜１１のいずれか１項に記載の溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材を溶接して製造したことを特徴とする溶接熱影響部のクリープ特性に優れた耐熱構造体。