JP2016130339A - 高強度フェライト系耐熱鋼構造体およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接継手に生じるTypeIV損傷による局部的なクリープ強度低下を抑制可能とする高強度フェライト系耐熱鋼を提供する。【解決手段】板厚ｔが５ｍｍ以上の母材、溶接熱影響部、溶接金属から構成されるフェライト系耐熱鋼構造体において、母材に質量％でCr：8.0~11.0、W：2.00~4.00、Ta：0.10~1.00を主体とし、さらにB：0.010~0.020、Nd:0.005~0.05%を含有させ、溶接継手開先部位に、溶接前に、開先面が母材表面と接する位置から母材に向かって、20mm以上100mm以内の部位、かつ継手を含む溶接部材あるいは構造体全体に対する同部位の割合が50％以下である部位を1000℃以上1100℃以下の温度で下記式（１）で示す時間Tsが30分以上となるよう加熱し、次いで同範囲の部位を720℃以上760℃以下で加熱し、１時間以上保持した後、放冷する事を特徴とする。Ts＝30×（t/25）1.2＋26 （１）【選択図】図２

Description

本発明は、高強度フェライト系耐熱鋼構造体およびその製造方法に関し、例えば、高温で長期に亘って応力が負荷される鋼構造体、特に、発電プラント、化学プラントなどの部材に使用される高強度フェライト系耐熱鋼の溶接継手及びその製造方法に関する。

地球温暖化の防止は喫緊の課題であり、エネルギー資源を有効に活用するための技術開発は極めて重要である。特に、エネルギー資源の中でも化石燃料や核燃料を電気エネルギーに変換する電力プラント、具体的には石炭火力発電プラント、天然ガス直接燃焼式火力発電プラント、原子力発電プラントでは、エネルギー資源の寿命の問題もあり、発電効率（エネルギーの変換効率）を更に改善する必要性に迫られている。また、石油精製プラントや石炭ガス化プラントでも、製造効率の改善が必要とされている。
しかし、現状、例えば、火力発電の効率は４０〜５０％で停滞しており、今後、二酸化炭素の排出増加を抑制するために、さらなる発電の高効率化が求められている。

また、上記のような発電プラントに限らず、各プラントにおける熱効率は、プラントの操業温度と圧力でほぼ決定し、特に発電プラントでは、発電機のタービンを駆動させる蒸気の温度が高いほど、エネルギーの変換効率が上昇する。

現在、石炭火力発電所の蒸気温度は、６２０℃であるが、この蒸気温度を１００℃上昇させると約５％、２００℃上昇させると約１０％の効率向上を期待することができる。しかし、発電機のタービンを駆動させる蒸気の温度を高めるには、タービンの部材だけでなく、熱交換器や配管に使用される耐熱鋼の性能を向上させなければならない。

耐熱鋼に要求される性能のうち、クリープ特性は重要であり、数十年間、プラントを稼働させることができるように、長期に亘ってクリープ破断しないことが必要である。
クリーム特性を向上させた耐熱鋼としてこれまでに、６００℃を使用温度の上限として、９％Ｃｒフェライト系耐熱鋼の研究開発が行われ、原子力保安院の定める火力発電設備の技術解釈では火ＳＴＢＡ２８や火ＳＴＢＡ２９などの高温用フェライト系耐熱鋼が開発され、実用化されている。これらフェライト系耐熱鋼は熱膨張率が低く、熱応力起因のクリープ疲労破壊や配管部材の変形に対する耐久性が有り、しかも溶接性施工性において、一般の鉄鋼材料と変わらない点が特徴である。また、これらフェライト系耐熱鋼の合金含有量は、より高温で使用されるオーステナイト系耐熱鋼と比較して少なく、その分経済性にも優れている点は工業的な観点から魅力的である。

しかしながら、これらフェライト系耐熱鋼における鉄の原子構造はＢＣＣ（体心立法格子）であるために格子定数が大きく、その分高温において強度が低い。また鋼中の原子拡散もオーステナイト系耐熱鋼に比較して速いため、組織回復も早くなることから、クリープ強度がオーステナイト系耐熱鋼に比較して低い事が材料特性としての課題である。
これらのことから近年では、クリープ破断強度が高いフェライト系耐熱鋼の開発に対する期待が高まっており、オーステナイト系耐熱鋼を代替するフェライト系耐熱鋼の開発が進められている。

フェライト系耐熱鋼の金属組織は、転位密度が高いマルテンサイトやベイナイトであり、６００℃を超える高温でのクリープ特性を向上させるためには、その高転位密度を有する組織のクリープ回復抑制が重要になる。このようなフェライト系耐熱鋼においては、高温では鋼中の原子の拡散が速いものの、鋼中の析出物が転位の移動の抑制に有効に作用する。そのため、高温での転位の移動、即ちクリープ変形を効果的に抑制する目的で、フェライト系耐熱鋼においては、主に鋼中に安定な析出物を導入するための成分設計及び製造方法の確立が追及されてきた。

ただし、こうした技術開発は、耐熱鋼を発電プラントの構成部材として考える際、いわゆる「母材」としてのクリープ特性向上を主たる目的として実施されたものがほとんどであり、「溶接継手」のクリープ強度向上にまで留意したものは多くない。
例えば先述の火ＳＴＢＡ／ＳＴＰＡ２８や火ＳＴＢＡ２９／火ＳＴＰＡ２９等の９％Ｃｒ高強度フェライト系耐熱鋼の許容応力が規格に規定されているが、その許容応力は母材のクリープ特性と高温強度でほぼ決まっている。

フェライト系耐熱鋼は、出発組織に低温変態組織（主にベイナイトまたはマルテンサイト）を用いる場合、室温で安定なα相と高温で安定なγ相の間に相変態する温度、いわゆる変態点を有する。この変態点が高密度の転位を内包する高強度の低温変態組織生成に寄与する。しかし一方で、変態点そのものは鋼材の組織の大きな変化（結晶格子を形成する原子の並び替え）を伴うことから、変態点を跨ぐ熱履歴を受けた耐熱鋼の組織は、元々高いクリープ強度を与えるために導入した初期の調質組織とは大きく異なることになる。

この現象の影響を最も強く受けるのが溶接継手の熱影響部（以降、本発明ではＨＡＺと称する）の組織である。ＨＡＺと溶接金属の融合部は１５００℃以上の高温であり、ここから母材に向かって熱影響が及ぶとき、溶接金属からの距離に応じた部位毎の最高到達温度（最高加熱温度）で変化する組織の連続体となる。すなわちＨＡＺは、最高加熱温度が室温から１５００℃まで変化する際に生じる金属組織が溶接金属からの距離に応じて連続するといった組織構成を有している。ただし、この組織は、最高加熱温度による保持時間が数秒という短時間であるために特徴的で、溶接金属に近い側から「粗粒ＨＡＺ（以下、粗粒域または細粒ＨＡＺ域とも言う）」、「細粒ＨＡＺ（以下、細粒域とも言う）」、「二相域ＨＡＺ（以下二相域とも言う）」に大きく分類される。
図１に、溶接継手のＨＡＺを含む各部位と、組織構成をこの分類に従って示す。図１に示すように、溶接金属１と母材５との間にＨＡＺが形成され、このＨＡＺは、溶接金属１側より順に、粗粒域ＨＡＺ２、細粒域ＨＡＺ３、二相域ＨＡＺ４の順で構成される。

ＨＡＺの各部位の内、「細粒域」にてクリープ損傷が生じ、溶接継手から破壊する現象を「Type IV損傷」と呼称されており、当該Type IV損傷は、フェライト系耐熱鋼構造体において未だ解決されておらず、その解決が近年の課題とされている。すなわち、Type IV損傷は、母材はクリープ環境にあって、健全に使用できる時間、温度条件であるにもかかわらず、溶接継手のみがクリープ変形して破壊に至る、溶接継手特有の破壊現象である。
最近では、この現象が従来材料（既に規格に登録されて許容応力が決定している材料）で生じることが必然である事が経験的に判明している。そのことから、溶接継手まで含めて安全に運用するための「溶接継ぎ手クリープ強度低減係数」と言われる、クリープ強度の安全係数が提案される状況にまでなっている。

特開２００８−２１４７５３号公報 特開２００８−２４８３８５号公報 特開２００８−２６６７８５号公報 特開２００８−２６６７８６号公報 特開２００９−２９３０６３号公報 特開２０１０−７０９４号公報 特開２００１−００３１２０号公報

このType IV損傷は、実用化されている全てのフェライト系耐熱鋼で発生し不可避とされており、その発生機構は種々議論がなされている。
溶接前における細粒ＨＡＺとなる領域は、元々母材と同じ組織を有しているフェライト系耐熱鋼であるが、この領域は溶接によって、変態点直上の温度に数秒間曝されるＨＡＺの熱サイクルを受ける。また溶接による熱によって、母相そのものはα→γ変態を生じ、α相とγ相のＣの固溶限度の差から、元々粗大に析出していた炭化物（フェライト系耐熱鋼では主にM₂₃C₆型炭化物）以外の炭化物はγ相に瞬時に再固溶する。しかし、特に細粒ＨＡＺにおいては、粗大に析出していた炭化物の数十パーセントは、縮小はするものの未固溶のまま残存する事がType IV損傷の最大の原因であると考えられている。
通常、溶接後の継手には、溶接後熱処理（応力除去焼鈍、ＳＲ処理とも称される）が施される。その熱処理温度が焼戻し温度と数十度しか違わない高温である場合には、前述の未固溶のまま残留した炭化物は固溶した炭素とともに、炭化物形成元素の新たな析出核となり、結果として熱サイクルにより粗大化すると同時に、微細炭化物の析出機会を減少させる。つまり、溶接前に析出していた粗大炭化物が未固溶のまま残存することは、いわゆる炭化物による「析出強化能」を喪失してしまうことによるものであることを、本発明者らは研究の結果知見した。

したがって、前述のような変態点を有し、炭素を含有させて炭化物を析出させる事によってクリープ破断強度を高めている耐熱鋼においては、Type IV損傷は不可避である事が理解できる。つまり、Type IV損傷は、炭化物を利用したクリープ強化を図る耐熱鋼であればいずれの鋼種でも起こり得るものであり、高Ｃｒ高に限ること無く、低Ｃｒ耐熱鋼でも生じる現象である。換言すれば、炭化物による析出強化能をクリープ強化に適用していないフェライト系耐熱鋼は皆無と言って良いことから、Type IV損傷をフェライト系耐熱鋼で防止することは極めて困難であるとも言える。

Type IV損傷の原因として従来は、Type IV損傷が細粒域で発生することから「細粒域における強度の軟化」と考えられたり、結晶粒径が小さいことによって生じる「焼入れ性の低下」による転位強化の喪失とも考えられたりしていた時期があった。しかし、「細粒域」は、「二相域」もしくは「二相域」近傍母材よりも室温の強度が高いことが詳細な研究の結果明らかとなっており、これらの仮説は現在支持されていない。また「焼き入れ性の低下」の有無については確証が得られていないものの、長時間のクリープ強度を支配する強化因子は転位では無く析出物であるとの理解が一般的で有り、この考え方から細粒組織であるが故のクリープ強度低下機構に根拠が示されていない。すなわち、これらの仮説にType IV損傷の直接の原因たる根拠を求めることが出来ていない。
さらに、クリープ強度と結晶粒径の関係は、粒界のみが変形できるオーステナイト系耐熱鋼では逆比例することが実験的にも知られているが、組織が均一に変形できるフェライト系耐熱鋼では相関が無いことが知られている。したがって「細粒域」を生成しない溶接熱影響部の創出、または「細粒域」が生じがたいフェライト系耐熱鋼を仮に提示できたとしても、炭化物のＨＡＺ熱サイクルによる粗大化が防止できなければ、Type IV損傷を完全に防止することは困難であるとの結論に至った。

特許文献１〜４には、こうした細粒域の生成を従来のフェライト系耐熱鋼で防止することを目的として、Ｂを50ppm以下含有する鋼管全体に対し、溶接前に熱処理（短時間の焼準し処理）を実施し、Type IV損傷防止を可能とする技術が開示されている。
当該技術は、溶接前の短時間焼準し処理によって残留γをマルテンサイトラスまたはベイナイト粒界に残存させて、溶接時の再加熱においてこれらの成長および合体を促し、溶接の前の母材において高温で生成していた旧γ粒を再現する「組織メモリー効果」を活用した技術である。
この技術では、細粒域の生成防止は完全に達成されるとともに、短時間焼準し処理によって前記炭化物を完全固溶してしまうことから、確かにType IV損傷を完全防止できる技術ではある。しかし、溶接前の開先を含む部材（ほとんどの場合長さ１０ｍ超の鋼管）全体に高温の熱処理を施すための炉が必要となるため、現地での施工が困難である。さらに、鋼管全体を加熱することによって製品である鋼管の変形が生じるリスク、さらには再加熱のための時間、工程負荷が大きいことが課題となり、現地施工に関しては現実的な解決策になっていない。

一方で、同じ「組織メモリー効果（以下、単にメモリー効果とも称する）」で有りながら、残留γの成長および合体を必要としない鋼材成分を用いる鋼管の提案が特許文献５および６に開示されている。
しかしながら、特許文献５及び６に記載の技術は、１００ppmを超える高濃度のＢを添加することで生じる剪断型α→γ変態式のメモリー効果を発揮させる技術で知られている。また、特許文献５及び６に記載の技術は、母材の旧γ粒を高温で再現する点は前記した特許文献１〜４に記載の技術と同一であり、細粒域を生じさせない技術であることから、Type IV損傷を生じないと考えられてきた。

しかし、特許文献５及び６に記載のような高Ｂ含有鋼の場合は「細粒域の生成防止」は図られるものの、細粒域相当部位では、炭化物の短時間での再固溶に伴う部分固溶と再析出を通じた「炭化物の粗大化」が回避できていない。特許文献５および６に記載の技術は、結晶組織こそ母材同等で有り、かつメモリー効果によって炭化物の析出位置が大角粒界のままである点から、完全に再結晶して細粒域を生成し、さらに粗大化する炭化物の析出位置が新たに生成する結晶粒界とは無関係な位置である従来のフェライト系耐熱鋼に比較するとType IV損傷の発生は軽減（遅延）される効果は認められる。従って、引用文献５および６に記載のような高Ｂ含有鋼の場合は、数万時間までの試験ではType IV損傷は発生せず、母材と同等のクリープ強度が得られる。しかし、さらに長時間のクリープ環境下では、炭化物の粗大化が先行している分、ＨＡＺのクリープ強度の低下は避けることが出来ないことも、長時間のクリープ試験結果、特に３万時間以上のクリープ試験結果から明らかとなった。

なお、これらの方法以外に、溶接した鋼管を、溶接構造体全体の再熱処理（焼準し−焼戻し）にて母材と同等な組織とする技術が特許文献７に記載されている。この方法は溶接金属も含めて熱処理をすることで継手の強度の不均一を解消することが狙いでもあるが、特許文献１に記載の熱処理炉よりも大型の炉が必要であり、現地での施工性は低い。さらには溶接後の構造体全てを一緒に再熱処理、特に再焼準すことは現実的に不可能で有り、また莫大なコスト上昇が避けがたく、どうしても部分的な熱処理となり、必ずType IV損傷が発生する部位を、例えばボイラの中に、何カ所か残すことになる。すなわち、大型炉を必要とする特許文献７に記載のような技術は、Type IV損傷対策の技術としては不完全と言わざるを得ない。

すなわち、現地施工性に優れ、完全にType IV損傷を生起しない、低温変態組織を有するフェライト系耐熱鋼構造体は未開発であり、またこれまでに、Type IV損傷の防止技術は提案されていなかった。

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、溶接継手熱影響部（ＨＡＺ）で生起するType IV損傷の確実な防止を可能とする、優れたクリープ特性ならびに靭性を備えた高強度フェライト系耐熱鋼構造体およびその製造方法を提供することを課題とする。

本発明は、本発明者らによる上記の新たな知見を基にしてなされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。

［１］板厚５ｍｍ以上の母材、溶接熱影響部、溶接金属から構成される高強度フェライト系耐熱鋼構造体であって、
前記母材の組成が、質量％で
Ｃ：０．０１〜０．１２、
Ｓｉ：０．０２〜０．４５、
Ｍｎ：０．２０〜０．６０、
Ｃｒ：８．０〜１２．０、
Ｗ：２．００〜７．５０、
Ｎｂ：０．０２〜０．１０、
Ｔａ：０．１０〜１．００、
Ｖ：０．１０〜０．５０、
Ｎ：０．００３〜０．０１５、
Ｂ：０．００８〜０．０５０、
Ｃｏ：０．５０〜３．００、
Ｎｄ：０．００５〜０．０５
を含有し、
Ｍｏ≦０．０３０、
Ｎｉ≦０．１０、
Ｃｕ＜０．０５、
Ａｌ≦０．００５、
Ｐ≦０．０２０、
Ｓ≦０．０１０、
Ｏ≦０．０１０
に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
溶接前熱処理の施行幅または長さが、前記耐熱鋼構造体の幅または長さの５０％以下であり、
前記溶接熱影響部の大角粒界上に析出するM₂₃C₆系炭化物（MはCr，Fe，Wを合計して、７０％以上）およびTaCの円相当粒径の平均値が３００nm以下、前記大角粒界上に析出したM₂₃C₆系炭化物およびTaCの表面間距離が、粒子種類に関係なく溶接後熱処理後のＨＡＺにおいて１５０nm以下で、前記M₂₃C₆系炭化物および前記TaCによる前記大角粒界の被覆率が４０％以上であることを特徴とする高強度フェライト系耐熱鋼構造体。
［２］ さらに、前記母材の組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、
Ｚｒ：０．００５〜０．１５％
の内、１種または２種を含有することを特徴とする上記［１］に記載の高強度フェライト系耐熱鋼構造体。
［３］ さらに、母材の組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｙ ：０．０１００〜０．０５００％、
Ｃｅ：０．０１００〜０．０５００％、
Ｌａ：０．０１００〜０．０５００％
の内、１種または２種以上を含有することを特徴とする上記［１］または［２］に記載の高強度フェライト系耐熱鋼構造体。

［４］上記［１］〜［３］の何れか一項に記載の高強度フェライト系耐熱鋼構造体の製造方法であって、
上記［１］〜［３］の何れか一項に記載の組成の鋼片を９００℃〜１１００℃に加熱し、熱間圧延して板厚５ｍｍ以上の鋼板とし、
次いで、該鋼板を開先加工して、開先面が母材表面と接する位置から溶接線に直交する方向に向かって、２０mm以上１００ｍｍ以下の部位、かつ前記耐熱鋼構造体の幅または長さの５０％以下である部位を１０００℃以上、１１００℃以下の温度で、下記の式（１）で決定される板厚対応熱処理時間Ｔｓ以上、かつ３０分以上となるように局部加熱して保持し、放冷し、
次いで、前記開先を溶接した後、開先面が母材表面と接する位置から溶接線に直交する方向に向かって、２０mm以上１００mm以内の部位を、７２０℃以上７６０℃以下の温度帯に加熱して、該温度に1時間以上保持した後、放冷することを特徴とする高強度フェライト系耐熱鋼構造体の製造方法。
Ｔｓ＝３０×（ｔ／２５）^１．２ ＋２６ ・・・・・・・・・・・・・（１）
ただし、ｔは母材の板厚（ｍｍ）、Ｔｓは溶接前の開先の加熱設定温度（1000℃〜1100℃）における加熱時間の総和（分）である。なお、ｔは５ｍｍ以上とする。

本発明によれば、溶接継手のクリープ破断強度を低下させるType IV損傷を確実に防止し、優れたクリープ特性ならびに靭性を備えた高強度フェライト系耐熱鋼構造体およびその製造方法を提供できる。特に、本発明によれば、１０万時間クリープ破断強度が母材と同等であるフェライト系耐熱鋼構造体が得られる。

図１は、溶接継手の熱影響部を含む各部位と、各組織を説明するための継手の概略断面模式図である。 図２は、溶接熱影響部の組織モデルと粒界の析出物による被覆率の計測方法を説明するための、大角粒界近傍の断面概略図である。 図３は、M₂₃C₆型炭化物固溶を目的とした溶接界先への溶接前熱処理の条件と、当該条件が及ぼす炭化物の存在形態への影響を示すグラフである。 図４は、炭化物固溶を目的とした溶接前熱処理の時間と板厚の関係を示すグラフである。 図５は、炭化物固溶を目的とした溶接前熱処理の温度と溶接継手び熱影響部の靱性の関係を示すグラフである。 図６は、溶接継手の溶接前突き合わせ状況と各部名称、および溶接前熱処理の付与範囲を説明するための、継手の概略斜視図である。 図７は、溶接継手試験体の、７００℃、１千時間促進クリープ破断試験時のクリープ破断強度と溶接後熱処理温度の関係を示すグラフである。 図８は、溶接熱影響部における大角粒界上のM₂₃C₆型炭化物およびTaCの平均粒径（円相当直径の平均値）と溶接後熱処理温度の関係を示すグラフである。 図９は、大角粒界上に析出したM₂₃C₆型炭化物およびTaCの平均粒径と、M₂₃C₆型炭化物およびTaCの粒子表面間距離の関係を示すグラフである。 図１０は、溶接熱影響部における大角粒界上のM₂₃C₆型炭化物とTaCによる大角粒界被覆率と溶接後熱処理温度の関係を示すグラフである。 図１１は、実験室における、熱間圧延時の熱間圧延試験機のロール反力と圧延時の鋼板表面温度並びに鋼板の状態の関係を示すグラフである。

まず、本発明をするに至った、本発明者らの検討結果、ならびに当該検討結果より得られた新たな知見について説明する。
なお、本発明のフェライト系耐熱鋼構造体とは、母材、溶接熱影響部、溶接金属から構成されるものであって、その形状は特に限定せず、管状や板状であって構わない。また、構造体の形状が管状である場合は長さが２００ｍｍ以上のもの、板状である場合は、長さもしくは幅が２００ｍｍ以上であるものに好適である。

本発明の課題であるType IV損傷の防止のために必要な技術は、Type IV損傷の根本原因である炭化物の部分固溶を通じたＨＡＺ熱サイクルによる粗大化を完全に防止することである。そのために本発明では、構造体自体にType IV損傷が発生しがたい化学成分となるよう、成分設計上の措置を極力講じるとともに、溶接継手の開先の近傍部分に対し、溶接前に熱処理を施すとともに当該処理の条件を限定して適用する。

以下に、本発明の根幹を成す技術を、本発明者らの検討結果（実験結果）と当該検討結果より得られた新たな知見と共に説明する。なお、下記に示す実験結果は、以下のごとく作製した試験片を用いて得られたものである。
まず実験室で、３００ｋｇの鋼材容量を有する高周波誘導加熱式真空溶解炉にて表１に示した化学成分（mass%）の鋼材を溶解して鋳造し、３００ｋｇ重量の鋼塊とした。その後、この鋼塊を大気雰囲気の電気炉で１２２０℃に再加熱して後６０分間炉中で保持し、その後熱間圧延実験装置で３０mm厚みの鋼板試験片に熱間圧延した。熱間圧延は９００℃以上の温度で終了して、その後放冷した。得られた鋼板試験片はその後、７７０℃で２時間焼戻し、この段階でラスマルテンサイト構造を有すること、M₂₃C₆型炭化物とTaを主体とする炭化物(TaC)が析出していることを、光学顕微鏡、透過型電子顕微鏡、走査型電子顕微鏡、電解抽出残渣定量分析法にて確認した。析出物の種類は透過電子顕微鏡に付属したＥＤＸ分析装置（エネルギー分散型Ｘ線分析）、および電解抽出残渣のＸ線回折による反射ピークのパターン解析で実施した。
ここで、「M₂₃C₆型炭化物」におけるMは、Cr，Fe，Wを合計して７０％以上であるものである。

なお、M₂₃C₆型炭化物とTaCによる粒界被覆率は、倍率１万倍の走査型電子顕微鏡観察像と薄膜の透過電子顕微鏡像によって、大角粒界上の析出物の長さ占有率によって決定した。すなわち、粒界被覆率の２次元観察結果が、３次元の粒界（境界）面状の面積占有率にほぼ等しいと仮定し、測定値をそのまま使用した。

図２に、溶接熱影響部の組織モデルと粒界の析出物による被覆率の計測方法を説明するための、大角粒界近傍の断面概略図を示す。なお、図２中のＬ_１〜Ｌ_９は、各析出物（析出物Ａ〜Ｃ）の長さを示し、Ｌａ及びＬｂは、大角粒界長さを示す。
「粒界被覆率」は、図２に示すように、大角粒界７上の析出物長さの総和（図２では、Ｌ_１〜Ｌ_９までの総和、）を大角粒界長さの総和（Ｌａ＋Ｌｂ）で除した値で有り、完全に被覆されている場合は１００％となり、全く被覆していない場合を０％と判断するパラメータである。
「粒界被覆率」は、まず１万倍の電子顕微鏡観察により、大角粒界上に析出した粒子を、エネルギー分散型Ｘ線分光分析（EDX）または同じく１万倍の薄膜透過型電子顕微鏡解析における透過電子線回折パターン解析によってM₂₃C₆型炭化物またはTaCと判断出来る析出物を特定する。そして、その粒子が大角粒界を被覆する長さを測定し、当該測定を、少なくとも１試料あたり５視野、１合金あたり５個以上の試験片を採取して行い、合計２５試料以上のその場観察、または電子顕微鏡写真の解析によって求めることができる。

また、前記大角粒界上の析出物表面間距離については、前記顕微鏡観察によって得られた析出物の観察結果から、画像上で粒子間隔を図２に示す要領で測定し、その間隔は粒子が境界面上に正方形分布をしていると仮定して、簡易に下記式（２）として近似した。

λ_ａｖｅ=１．４［ｌ_ｓ］_ａｖｅ−［ｄ_ｓ］_ａｖｅ ・・・・・ （２）

（２）式は本発明において実際に粒界線上の粒子間隔と粒界面上の粒子間隔（何れも表面間距離）を実測して得た実験式である。ここで、［ｌ_ｓ］_ａｖｅは平均粒子中心間距離（ｎｍ）、［ｄ_ｓ］_ａｖｅは粒子の平均直径（ｎｍ）である。λ_ａｖｅが平均粒子表面間距離（ｎｍ）となる。

また、溶接するに際し、得られた上記３０mm厚みの鋼板試験片の片幅を２００mmとした溶接開先の加工してある試験片対を機械加工で作製した。開先角度は片側２２．５°、開先対として４５°のＶ開先を形成した。突き合わせのルート（以降、ルートを突き合わせた点を含む、板幅方向の中心線を称して開先中心とも言う）は１ｍｍとし、入熱量を約１ｋＪ／ｍｍとし、溶接速度約１０ｃｍ／分の速度で、３０〜３５パスを盛り上げて溶接継手を形成した。全長４００ｍｍの開先を複数準備して、その継手特性を評価し、また溶接熱影響部の組織観察を解析した。クリープ試験は平行部直径6mm、並行部長さ30mm、全長70〜86mmのクリープ試験片にて評価した。なお、溶接金属には市販のＮｉ基合金である表２に記載のインコロイ８００（登録商標）を適用し、溶接金属からの破断を発生させないようにオーバーマッチ継手とし、ＨＡＺの特性評価が確実に出来るようにした。

（溶接前熱処理）
本発明においては、炭化物の部分固溶による炭化物の粗大化を防止する目的で、溶接前に、溶接継手の溶接熱影響部となる部位（ＨＡＺ部相当部位）に析出している炭化物を、溶接直前に実施する、Type IV損傷防止のための熱処理で完全に再固溶しておき、炭化物の固溶、析出反応自体を抑制する。
これを目的とした溶接前の熱処理は、開先を１０００〜１１００℃の温度に、板厚中心が３０分以上、目的とする温度となるように保持することである。保持時間は板厚との関数になるが、溶接部はかならずしも平坦な板どうしの接合になるとは限らないので、これを定式化することは難しい。よって、事前に同一形状の鋼板（化学組成は本発明の範囲である必要はない）においてその板厚中心部相当部位に熱電対を埋め込み、部材全体を加熱して、同部位が３０分以上、目的とする温度となるような加熱装置の温度パターンを決定しておけば良い。
なお、以降ではこの溶接直前に実施する、Type IV損傷防止のための熱処理を「溶接前熱処理」ともいう。

図３は溶接前熱処理における最高加熱温度保持時間と最高加熱温度保持温度が及ぼす炭化物形態への影響を示す図である。当該試験は５０mm角、１０mm厚みの鋼版試験片の一部カット品を複数用意して、各種温度、時間だけ熱処理し、その後断面を切断加工して透過電子顕微鏡組織観察で炭化物の析出有無を確認した。図中の「●」は熱処理後、放冷した後に試験片中に分解途中で未固溶のまま残留したM₂₃C₆型炭化物およびＴａＣを認めた例、「○」は炭化物全てが固溶し全く観察されなかった場合である。「□」はM₂₃C₆型炭化物を認めたが、母材と同じ形態で有り、かつ分解固溶途上では無い安定なM₂₃C₆型炭化物が見られた例である（ただし、析出量は少なく、クリープ破断強度を向上させるほどに多くは無かった。今回の例では０．３個／μｍ^２でしか無く、この炭化物によって発生するクリープ強度の変形抵抗は８〜１０ＭＰａと極めて少ないことを粒子密度からのしきい応力値の理論計算により確認した）。

別途、前述の熱処理を実施した溶接継手においてクリープ試験を行ったところ、上記各炭化物の形態の中で、Type IV損傷を誘引する析出物形態は「●」で示した分解途中で未固溶のまま残留した炭化物だけであり、その他の形態、または炭化物が観察されない場合はType IV損傷を発生しないことが明らかとなった。すなわち、溶接前熱処理において、１０００℃以上の温度で少なくとも３０分、なおかつ式（１）で規定される必要な時間以上保持することにより、分解途中で未固溶のまま残留するM₂₃C₆型炭化物およびＴａＣは全く観察されなくなり、すべて分解して再固溶することが可能であることが分かった。
なお、１０００℃以下の温度帯ではM₂₃C₆型炭化物およびＴａＣが観察されるものの未固溶炭化物ではなく、高温まで分解固溶しない、熱力学的に安定な炭化物（平衡析出炭化物）であると考えられる。すなわち、今回の実験により、必要な時間に満たない熱処理では、母鋼板で焼戻し処理時に析出していたM₂₃C₆型炭化物およびＴａＣを、実質的には完全に再固溶できない事が分かった。

また、図３に示すグラフより、未固溶炭化物はType IV損傷発生の原因となる事から、最高加熱温度を１０００℃〜１１００℃の温度範囲内とし、この最高加熱温度で３０分以上保持するという熱処理条件は必須条件となることがわかる。ただし、当該溶接前熱処理の最高加熱温度が１１００℃を超える場合は、本発明の範囲内の耐熱鋼は急激にγ粒の粒径を増大させることから、靱性低下を来たし、溶接熱影響部での靱性低下が問題となる。

なお、溶接前熱処理における保持時間と板厚の関係は下記の式（１）で決定する板厚対応熱処理時間Ｔｓよりも長時間で、かつ３０分以上となるように局部加熱して保持する必要がある。この処理によって初めて、Type IV損傷の要因となる、短時間熱影響時に生じる炭化物の未固溶残留を通じた粗大化が防止できる程に、溶接前の段階でM₂₃C₆型炭化物およびTaCを再固溶させてしまうことが可能となる。なお、下記の式（１）は耐熱鋼への適用を想定していることから、最低板厚は３mmを想定している。

Ｔｓ＝３０×（ｔ／２５）^１．２ ＋２８ ・・・・・・・・・・ （１）

図４に板厚ｔと溶接前熱処理温度保持時間の関係を示す。図中の曲線は式（１）で表される境界線であり、溶接前熱処理を施す際は、当該曲線よりも上方の保持時間となるよう条件を決定する。

図５は溶接前熱処理の温度と溶接熱影響部の０℃における靱性（Charpy吸収エネルギー）の関係を示す図である。なお本実験では、溶接前熱処理の温度はグラフに示すように種々変化させ、板厚１５ｍｍ、熱処理時間（保持時間）は６０分で統一した。Charpy衝撃試験はＪＩＳ Ｚ２２４２に記載の方法に従い、10mm角、４５°の２mmＶノッチを板長さ方向に加工した全長５５mmの試験片を、板厚中心位置より採取し、吸収エネルギーを室温で測定した。ノッチは、溶接継手金属と溶接熱影響部の界面が、板厚中心の線と交わる点（境界面を基準とした板厚中心位置）を目安とし、板厚方向と水平になる様に加工した。１１００℃を超えて溶接前熱処理を実施した溶接継ぎ手の熱影響部靱性は目標とする２７Ｊよりも低くなることが明らかである。

以上より、本発明における溶接前熱処理は、１０００℃〜１１００℃の温度範囲で、上記の式（１）で決定する板厚対応熱処理時間Ｔｓよりも長時間で、かつ３０分以上となるように局部加熱して保持することが重要である。
なお、溶接前熱処理における保持時間の延長については制限が無く、対象とする鋼材の板厚に応じて適宜決定して良いが、開先の高温酸化によるダメージ回避の観点から、実質的には最長５時間が限度である。

以上述べた本発明者らの検討結果より、上記条件での溶接前熱処理を実施することで、溶接熱サイクルが付与された段階における炭化物は、細粒域相当熱サイクル温度における短時間加熱で分解固溶するものについて、溶接継手の開先においては予め存在せず、当然ながら続く溶接後熱処理において未固溶炭化物の粗大化がおきる可能性が全くなくなる。なお、M₂₃C₆型炭化物の析出は溶接後熱処理で初めて生じることとなる。
したがって、Ｂを０．００８％以上添加した本発明範囲内の耐熱鋼では細粒組織も生じないことから、ＨＡＺにおいて母材と同等の組織構造を有する上に炭化物の熱サイクルによる粗大化を回避した析出状態が得られることになる。

次に、溶接前熱処理の付与の方法について説明する。
前記溶接前熱処理は、本発明においては溶接開先の近傍部分にのみ付与することが重要である。図６に、溶接継手の溶接前突き合わせ状況と各部名称、および溶接前後の熱処理付与範囲を説明するための継手の概略斜視図を示す。
具体的には、溶接前熱処理は、図６に示したように溶接開先面１２から片側２０mm〜１００mm以内の部位のみに付与する。

熱処理の付与方法につては、熱処理が局部加熱であり、かつ現地施工性の向上を意図したものであることから、「高周波誘導加熱」、「通電加熱」、バンドヒーター等の抵抗発熱帯（開先とは通電しないような絶縁体で保護してあるものに限る）の直接巻き付け、または被覆によって実施することができる。これら加熱方法は何れも、ボイラ建設現地において容易に開先加熱を実施出来る機能を有するという観点で選択しているが、熱処理の付与方法については、本発明の効果を損なわない範囲で適宜選択してよい。

また、熱処理の加熱範囲を、溶接開先面１２から片側２０mm〜１００mm、かつ構造体の長さまたは幅の５０％以下の範囲と限定する。このような範囲とした理由は、溶接開先の中心から母材へ向かっての溶接熱影響部の幅（ＨＡＺ幅）外縁は、通常のアーク溶接を用いる限り数十mmしかなく、１００mmを超える事が実質的に無いことによる。また本発明の高強度フェライト系耐熱鋼構造体は、溶接する際、最大でも数万kJ/mmまでの溶接入熱しか用いないため、実質的にＨＡＺ幅は極厚部材であっても溶接金属幅を含めて３０mm以下である例がほとんどである。したがって熱処理の加熱範囲は、加熱装置の出力、取り扱いの簡便さに応じてさらに縮減する方が工程上好ましく、８０mm以下とすることが更に好ましい。より更に好ましくは５０mm以下である。
なお、溶接前熱処理を施すと残留γが生成する。当該残留γは、部材の変形や割れを誘引することから、その生成量が少なければ少ないほどよい。この観点から、溶接前熱処理の施工範囲は、構造体の長さまたは幅の５０％以下の範囲内に留めることとする。

なお、溶接金属の占める幅が大きい場合、あるいは溶接入熱が大きい時に、溶接熱影響部幅の位置が、溶接熱影響部幅の位置が開先中心から片側２０ｍｍを超えた部位に位置してしまうことがある。つまり、溶接前熱処理の加熱範囲として溶接開先面１２と母材の表面が接する（交わる）位置（符号１３）から２０ｍｍ未満の範囲のみを加熱した場合、当該溶接前熱処理が溶接熱影響部の細粒域相当部位に届かず、結果としてType IV損傷を発生する場合がある。そのため、溶接前熱処理の加熱範囲の下限値として溶接開先面１２から２０ｍｍ以内と限定する。なお、溶接前熱処理の加熱範囲が、溶接開先面１２と母材の表面が接する（交わる）位置（符号１３）から１００ｍｍを超えても、本発明の効果を享受できるが、このような場合、広い幅を簡易な熱処理装置によって熱処理する必要性が生じること、および実質的に直径２００ｍｍを僅かに超える程度の鋼管や鋼部材であれば、これが全体加熱と同様の効果および、後述する局部加熱による効果が実質的に得られなくなることと、熱処理時間が長くなること等、施行コストの観点から溶接前熱処理の加熱範囲は、溶接開先面１３から１００ｍｍ以下とする。
なお、図６中の符号１４は、溶接前熱処理を付与すべき最低幅を示し、符号１５は、当該熱処理を付与すべき最高幅を示す。

以上説明したような、熱処理条件および熱処理付与方法によって、Type IV損傷の原因となるM₂₃C₆型炭化物の粗大化は十分に防止可能な状態とすることが出来る。

（溶接後熱処理および金属組織）
次に、本発明に係る高強度フェライト系耐熱鋼構造体の金属組織ならびに溶接後熱処理について説明する。
本発明の溶接後熱処理とは、開先を溶接した後に開先面から母材に向かって、２０ｍｍ以上１００ｍｍ以内、かつ構造体の長さまたは幅の５０％以下の部位を７２０℃以上７６０℃以下に加熱して、該温度に１時間以上保持する処理である。

溶接後熱処理（以降、ＰＷＨＴとも記す）は通常、（母材の焼戻し温度−２０）℃以下の温度にて、板厚に応じた時間だけ付与することが一般的であるが、母材と同じクリープ破断強度を発揮させるためにはM₂₃C₆型炭化物およびTaCの析出状態を母材と同等に制御する必要がある。好ましくは溶接後熱処理温度が溶接前の母材の焼戻し温度と同等である事だが、溶接後熱処理は同時に溶接金属も加熱する。

溶接金属は通常、溶接により得られる凝固ままの組織が継手のクリープ強度向上を図れるよう、特に溶接金属の高温強度低下を避けるために、溶接後熱処理の温度を（母材の焼戻し温度−２０℃）以下の溶接後熱処理温度とすることを前提とした合金設計となっている。つまり、溶接金属の合金は、母材よりも高温強度が高くなりやすい化学成分を選択する。ただし、母材の化学成分は１０万時間後のクリープ破断強度を向上させるために最適化されたものであるから、初期の高温強度を重視した溶接金属は、継ぎ手全体として規格の許容応力に影響しない範囲（破断強度の平均値−５％以内の値を有する）でクリープ強度が低いことが一般的である。すなわち、高温でＰＷＨＴを実施する事は溶接金属の軟化を促進し、溶接金属のクリープ破断強度の低下を誘引する懸念が高い。したがって、母材の焼戻し条件と同一の溶接後熱処理を付与することは、継手としてのクリープ強度の観点の両方から好ましくない。また、焼戻し温度が低すぎる場合においてもＨＡＺの析出状態は母材と同等にはならず、クリープ強度が低下してしまう。

そこで、本発明では溶接後熱処理の温度を厳格に限定し、金属組織、特に析出物を制御することで、この課題を解決することとした。
本発明者らは、溶接継手のクリープ破断強度を向上させるために、溶接熱影響部におけるM₂₃C₆型炭化物ならびにTaCの析出形態を検討した。その結果、M₂₃C₆型炭化物およびTaCの円相当粒径の平均値が300nm以下であり、M₂₃C₆型炭化物およびTaCによる大角粒界の被覆率が４０％以上であり、かつ大角粒界上に析出したM₂₃C₆系炭化物およびTaCの表面間距離が、粒子種類に関係なく溶接後熱処理後のＨＡＺにおいて150nm以下とする必要である事を見いだした。
なお、本発明における「大角粒界」とは、隣接する結晶方位が＜１１０＞共通回転軸まわりで比較して、相対的に１５°以上となる結晶の境界または粒界のことを示す。

すなわち、本発明では、溶接後熱処理を、７６０℃以下、かつ７２０℃以上の温度範囲にて１時間以上保持する。これにより、耐熱鋼構造体の長さまたは幅の５０％以下の部位において、残留オーステナイトの面積率を０．２％以下とし、析出物を前述の所望の形態とさせることができる。

本発明の範囲内の成分を有する溶接継手の７００℃、１千時間クリープ破断強度（６５０℃、１０万時間クリープ試験相当の簡易温度加速クリープ試験条件）と溶接後熱処理温度の関係を図７に示す。なお、溶接後熱処理温度での保持時間は図７に示すグラフでは１時間とした。
図７のグラフに示す通り、溶接後熱処理温度（ＰＷＨＴ温度）が７６０℃超であると、溶接継手のクリープ破断強度が低下し、特に溶接金属破断（図中●）が頻発することが解る（ＰＷＨＴ温度が高すぎる例）。

図８は溶接継手の熱影響部におけるM₂₃C₆型炭化物およびTaCの円相当粒径の平均値（以下、M₂₃C₆型炭化物およびTaCの平均粒径とも記す。）とＰＷＨＴ温度の関係を示すグラフである。なお、ＰＷＨＴ温度での保持時間は図８に示すグラフでは１時間〜４時間としたが、保持時間の変化によるM₂₃C₆型炭化物およびTaCの平均粒径への影響はほとんど無かったため、図中では保持時間ごとに整理をしていない。
図８から明らかなように、ＰＷＨＴ温度が７６０℃を超えると、M₂₃C₆型炭化物とTaCを合わせた平均粒径は３００ｎｍを超えて粗大化し、クリープ破断強度が低下してType IV損傷が発生することがわかる。なお、変態点以下での熱処理では、結晶組織、特に大角粒の大きさはほとんど変化しないことから、同時に粒界上の析出物による被覆率にも影響がある。

図９は前記大角粒界上のM₂₃C₆型炭化物ないしはTaCの粒子相互の表面間距離と平均粒径との関係を示すグラフである。なお図９は、ＰＷＨＴ温度を７４０℃、保持時間を１時間として検討した結果である。
図９から明らかなように、M₂₃C₆型炭化物とTaCの種別を問わず、その平均粒径が３００ｎｍ以下の場合に粒子表面間距離は１５０ｎｍ以下となる事がわかる。すなわち、溶接後熱処理温度が７６０℃以下の場合には、M₂₃C₆型炭化物とTaCを合わせた平均粒径は３００ｎｍ以下となり、前記大角粒界上の粒子表面間距離は１５０ｎｍ以下となる事がわかる。しかしながら、平均粒径が３００ｎｍを超える場合は、粒子表面間距離は１５０ｎｍを超え、このとき長時間におけるクリープ変形の際の溶接継手の粒界析出物による強化が期待出来なくなり、Type IV損傷が発生する。

また、ＰＷＨＴ温度が７２０℃以下の場合にも、クリープ破断強度は低下する。その理由は、熱影響部の焼戻しが不十分となって、以下に述べるM₂₃C₆型炭化物とTaCの前記大角粒界占有率が４０％を超えないためである（すなわちType IV損傷した例）。
図１０には溶接継手の熱影響部における前記大角粒界上に析出した析出物（M₂₃C₆型炭化物とTaC）による粒界被覆率とＰＷＨＴ温度の関係を示すグラフである。なお、ＰＷＨＴ温度での保持時間は図１０に示すグラフでは１時間とした。
図１０から明らかなように、ＰＷＨＴ温度が７２０℃未満の場合は、明らかに粒界被覆率が４０％未満となる事がわかる。この場合、必然的にType IV損傷が継手に発生する。一方で、ＰＷＨＴ温度が７６０℃以上では、M₂₃C₆型炭化物とTaCの粗大化が加速されることによりかえって粒界被覆率は低下し、４０％未満となり、Type IV損傷がが発生することもわかる。

なお、ＰＷＨＴの時間は、M₂₃C₆型炭化物およびTaCが粒界析出し、なおかつ電子顕微鏡観察によってその円相当直径が３００nm以下、前記大角粒界（境界）上の被覆率が４０％以上となるように決定すれば良いが、継手の残留応力除去の目的を当該熱処理は有することから、最低でも１時間以上とする。

なお、一般には鋼板の板厚ｔの関数で施工条件を定めることが有り、必要ＰＷＨＴ時間（ＴＰ）は、
ＴＰ≧（ｔ／２５＋１）×６０分、・・・・・・・・・・・・・（ｃ）
にて概略決定される。
本発明もおおよそこの式に従うことが可能である。しかし、あまりに長時間の熱処理は施工コストの増大を招くことから、最長１６８時間（１週間）とすることが好ましい。

ここで大角粒界上の析出物の円相当粒径は次のごとくして求めた。
まず、溶接後熱処理を施した後の試験片の断面組織を走査型電子顕微鏡で観察し、次いで、フェライト組織を構成する粒界構造をより詳細にＥＢＳＰ（電子線後方散乱回折パターン解析装置）にて観察した。その中で、隣接する結晶方位差が１５°以上で、なおかつ隣接結晶方位間の＜１１０＞共通回転軸回りの角度が、マルテンサイト変態時に選択される、ブロック粒界特有の回折角、すなわち５４°と６０°、および１６°のものを画像処理して「ブロック粒界（大角粒界）」と決定し、その大角粒界上に析出する、M₂₃C₆型炭化物およびTaCの結晶構造と同じ電子線回折パターンを有する析出物のみを特定した。そして、それら析出物の１００００倍の電子顕微鏡写真を元に、断面上の粒子の直径を写真上で決定した。
１００００倍の画像写真は一つの継手の熱影響部で５視野以上を観察し、その粒子全てについて析出物の断面積を測定し、これが全て円であると仮定して、面積から逆算して円相当直径とした。

本発明の最大の特徴は、既に述べた「溶接熱サイクルによるＨＡＺにおける炭化物の粗大化の完全防止を目的とした溶接前熱処理」と当該熱処理効果を発揮する本化学成分の組み合わせである。そのうちでも最も重要な溶接前熱処理の適用において、特許文献１〜４に記載の技術との最大の相違点は、「局部加熱」に限定していることにある。この「局部加熱」の適用の効果は既に記載したが、「溶接部材の全体加熱」よりも「局部加熱」がクリープ強度において有利であることがもう一つの特徴である。
「局部加熱」がクリープ強度において有利である理由を以下に詳述する。

特許文献１〜４に記載の技術は「溶接前熱処理」を、溶接部材、例えば鋼管（熱交換器の場合は定尺１２ｍ）全体に対し、溶接の開先加工後に行う。このとき、全鋼管中に残留γが生成してしまう。
このような大型部材ではどうしても製鋼一貫工程で製造した鋼材における材質不均一は完全には払拭できない。電炉製鋼法後に鍛造工程を適用する場合ではさらに顕著で、例えば、本発明で添加するＷやＶ等の元素は、その濃度が高濃度となる偏析部分が存在する。
つまり、このような偏析部分を有する部材を全体加熱して残留γを生成した後に、溶接した継手での細粒域生成を防止し、かつM₂₃C₆型炭化物およびTaCの粗大化を防止できたとしても、その後のＰＷＨＴもまた、溶接後の部材全体に実施しなければ、溶接熱影響を受けていない母材は、母材中のＢ濃度が高いために、溶接後熱処理程度の低温短時間熱処理では残留γを完全に分解できず、残留γを残したままの組織となってしまうからである。

もし、鋼材全体の残留γを完全に分解したい場合は、９％以上の高Ｃｒ鋼においては、７６０℃以上で少なくとも２時間以上の熱処理を行って十分な偏析元素の拡散を生じさせなければならないことが、本発明者らの研究によって明らかとなった。ところが、既に述べたごとく、母材の焼戻し温度よりも低い７６０℃でのＰＷＨＴを鋼材全体に実施する場合、残留γの完全分解は実現しない可能性を残すこととなる。
すなわち、「溶接部材の全体加熱」の場合は、溶接後熱処理も全体加熱となり、母材に残留γが残存する事を回避しようとすれば、極めて限定された高い焼戻し温度とＰＷＨＴ温度を選択する必要がある。しかしながら、実際のＰＷＨＴ施工装置の加熱能力は、温度の精度が±２０℃であるのが実態であり、厳格な温度管理には必ずしも対応していない。
このことから、部材全体に対し溶接前熱処理を行う場合、現地施工性までを考慮すると、母材の残留γの存在可能性を完全には否定できない。すなわち残留γが少なからず存在するまま、このような鋼材を高温機器（例えばボイラ等）に適用すると、残留γ起因の変形や割れが生じるおそれがある。

ボイラ等の高温圧力機器の使用温度は、現在６００℃程度であるから、残留γの分解には時間がかかり、場合によっては数千時間を要すると考えられる。この間、使用環境において残留γはフェライトと炭化物に徐々に変態していくことで熱膨張を生じる。この局部的な熱膨張は当然、部材の変形、または割れを誘引することから、残留γの存在は許容されていない。つまり、残留γが存在する可能性のある材料は実環境に適用できない場合がある。

これに対して、「局部加熱」の場合は、母材の残留γ生成は全くない。また、溶接継手の開先面から１００mm以内の部位のみを加熱することから、当該部位に残留γの生成の可能性が生じるが、加熱範囲が狭いために温度制御は極めて容易で有り、全体加熱の場合に比較して遙かに残留γの存在確率は小さい。また、仮に僅かに残留するγがあったとしても、開先面から片側１００mm以内の範囲にのみ存在するのであるから、熱膨張の影響を残留γの無い母材部位でも担保することでその影響を著しく軽減できる。

このことは、溶接線が例えば管軸に対して垂直の、いわゆる「周溶接継ぎ手」において顕著である。
一方、溶接線が管軸に対して平行な場合は発電用ボイラの配管等で見られるが、これは大直径の鋼管となり、３５０〜７００mmの直径があるとすると周長さは１１００〜２２００ｍｍと大きく、このうち片側１００mm、最大で２００mmの部位に熱膨張がおきたとしても、前述したように他の部位（例えば母材等）での膨張応力緩和が容易である。また、溶接前熱処理幅を実際の溶接熱影響部幅を考慮して狭くする場合は、さらに影響を減ずることが可能となる。
しかしながら、片側１００ｍｍを超えた広い領域を局部加熱しようとすると、本発明が想定している高周波誘導加熱やバンドヒーター等の簡易熱処理では多くの電力が必要となってコスト的に問題があること、また広い範囲を再加熱するがために、加熱プロセスの時間が長くなること等の点で不利である。さらに、実部材の大きさが２００ｍｍ程度である場合、例えば直径２００ｍｍの鋼管を加熱するのであれば結局全体加熱と同意の溶接後熱処理を実施する事になる。その結果、本発明の簡便性が失われると共に、残留γが溶接熱影響部外で生じた場合には、使用中の変態進行による以上膨張もしくは変形や熱応力起因の破壊が懸念される事態となる。

本発明においては、溶接前熱処理の溶接継手を含む部材に占める施工幅（長さ）の割合が構造体の幅または長さの５０％を超える場合に、母材に生成する残留γの影響が現れ、残留γの生成量が０．２体積％という軽微な場合でも、クリープ条件における残留γの分解によって生起する熱応力割れのために、クリープ寿命が短くなり、結果としてクリープ破断強度が低下する事になる。換言するに、構造体の体積の５０％以上の部位において、金属組織における残留γの面積率が０．２％以下であれば、残留γ起因の熱膨張による変形へ割れを防止できる。なお、残留γの面積率が０．２％以下である部位は広ければ広いほどよく、構造体の体積の１００％であることが好ましいことは言うまでもない。

一方で、一般的に、「局部加熱」による熱処理はいかなる場合でも、共通の「中間温度加熱帯（中間温度域）」の問題を有する。すなわち、目標とする温度に、対象とする部位のみを加熱すると、その範囲に隣接した部位では、目標温度よりも低い温度帯に加熱される中間温度域が生成し、目的とする組織や効果が現出しない部位が生じる可能性と、低温部位で特殊な組織変化を生じる可能性を常に考慮しておく必要がある。

しかし、本発明の場合には、この点の問題が生起しない点がもう一つの特徴である。
すなちわ、溶接前熱処理を１０００〜１１００℃で実施した場合、その隣接部位は１０００℃以下の温度帯に再加熱される。このような場合では、炭化物の不完全固溶が生じる可能性も考えられる。しかし、炭化物の不完全固溶は、溶接熱影響のような僅か数秒間だけ加熱されるような場合、つまり炭化物の分解再固溶に必要な時間が十分に与えられない場合にのみ生じるのであって、相変態さえ生じれば、本発明のように十分な分解固溶の時間が与えられるときは、γ相の炭素の固溶限がα相に比較して遙かに大きいことから、炭化物の分解固溶は完了することとなり、不完全固溶炭化物は生じないのである。したがって、本発明に係る溶接前熱処理は、中間温度域における炭化物の粗大化の懸念が無いことが特徴である。

なお、組織の細粒化は中間温度域で生じることは従来鋼であれば十分にあり得るが、本発明に係る耐熱鋼は、Ｂ濃度が高く、細粒域が生じない剪断型のα→γ変態が生じることで細粒化しないことにより、結晶組織についても、母材と同等になる事が理論的に明らかである。

溶接後熱処理を局部的に実施する事については、応力除去焼鈍の目的からは中間温度域について考慮する必要が無く、母材と同等な組織の粒界にM₂₃C₆型炭化物およびTaCを析出させる処理としては、溶接熱影響を受けていない母材部分までを含んで熱処理を実施する関係上、限定した溶接後熱処理温度を厳守さえすれば、全く問題ないことが同様に明らかである。

すなわち、本発明の化学成分と溶接前熱処理においては、中間温度域の加熱について考慮する必要がなく、「局部加熱」による溶接前熱処理を実施することが有効で、かつ技術として「局部加熱」を実施する事で「全体加熱」に対して残留γの影響を軽減できる点で望ましく、コストの面でも有利であって、総括的に優れている。

なお本発明に係る構造体は、溶接前熱処理の施行幅または長さが、構造体の幅または長さの５０％以下であることを特徴とするが、溶接前熱処理を施した部位は以下のようにして見分けることができる。
「溶接前熱処理の施行幅または長さ」よりも「溶接後熱処理の施行幅または長さ」が小さい場合、得られた構造体には、M₂₃C₆型炭化物が析出していない領域が存在することになる。そのため、M₂₃C₆型炭化物が析出していない領域が存在する場合は、当該領域が、溶接前熱処理が施されたか否かの境界と判断できる。
一方、溶接前熱処理を施していない部位に溶接後熱処理を施しても、M₂₃C₆型炭化物による粒界被覆率を４０％以上まで向上させることができない。したがって、「溶接前熱処理の施行幅または長さ」よりも「溶接後熱処理の施行幅または長さ」が大きい場合は、溶接前熱処理が施された否かの境界は、M₂₃C₆型炭化物による粒界被覆率が４０％以上であるか否かで判断できる。
なお、M₂₃C₆型炭化物の有無やM₂₃C₆型炭化物による粒界被覆率は、上記のように、電子顕微鏡観察または薄膜透過型電子顕微鏡解析における透過電子線回折パターン解析によって確認できる。

次に、本発明の耐熱鋼の化学成分について述べる。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０１〜０．１２％
Ｃは、炭化物を生成し、焼入れ性を高める元素である。本発明では、クリープ破断強度を向上させるために、Ｃ量を０．０１％以上とする。析出強化能を高めるには、０．０５％以上のＣを添加することが好ましい。一方、Ｃ量が多すぎると、析出物が粗大になり、粒界の占有率が低下するため、Ｃ量を０．１２％以下とする。また、Ｃ量が過剰であると、粒界に生成した炭化物が粗大化し、クリープ破断強度を低下させることがあるため、Ｃ量を０．１０％以下にすることが好ましい。

Ｎ：０．００３〜０．０１５％
Ｎは、窒化物を形成する元素であり、ＶＮを析出させて初期のクリープ強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を享受するために、Ｎを０．００３％以上を含有させる。また、耐火物等から混入するＡｌがＮと結合し、ＶＮ生成のためのＮ量を十分に確保できない場合がある。このような場合を考慮すると、Ｎ量は０．００５％以上が好ましい。しかし、Ｎ量が０．０１５％を超えると、ＢＮが析出する場合があるため、上限を０．０１５％とする。また、Ｎは、中性子の照射により放射化して鋼を脆化させる元素であることから、耐熱鋼を原子力発電のプラント等に使用する際には、Ｎ量を０．０１０％以下にすることが好ましい。

Ｂ：０．００８〜０．０５０％
Ｂは、固溶状態（粒界に偏析した状態を含む）では鋼材の焼入れ性を高めて、転位密度の高いマルテンサイト組織、下部ベイナイト組織を生成させる元素である。本発明では、Ｂは、炭化物、金属間化合物に固溶して熱的な安定性を高め、これら析出物の粗大化を遅延させるか、あるいは硼化物として析出し、析出強化能を高める極めて重要な元素である。クリープ破断強度の向上にはＢを０．００８％以上添加する必要があり、０．０１２％以上の添加が好ましい。一方、Ｂを過剰に添加すると、溶接性が劣化することから、Ｂ量は０．０５０％以下とすることが必要である。溶接入熱を大きくする必要がある場合は、Ｂ量を０．０１７％以下にすることが好ましい。より好ましいＢ量は０．０１５％以下である。

Ｖ：０．１０〜０．５０％
Ｖは、Ｎと結合して窒化物を生成する元素であり、粒内にＮｂＣに整合して複合析出する。本発明では、クリープ破断強度を高めるために、０．１０％以上のＶを添加する。析出強化の効果を高めるには、０．１５％以上のＶの添加が好ましく、０．１７％以上のＶの添加がより好ましい。一方、０．５０％を超えるＶを添加すると、粗大なＶＣが析出して靱性に影響するため、Ｖ量を０．５０％以下とする。靱性を高めるためには、Ｖ量を０．４０％以下にすることが好ましく、より好ましいＶ量は０．３５％以下である。

Ｓｉ：０．０２〜０．４５％
Ｓｉは脱酸元素であり、０．０２％以上を添加する。脱酸の効果を高めるためには、０．１０％以上のＳｉを添加することが好ましい。また、Ｓｉは、耐酸化性の向上にも有効であり、０．２０％以上を添加することがより好ましい。一方、０．４５％を超えるＳｉを添加すると、Ｓｉを含む酸化物が脆性破壊の起点となって靭性を損なうことがある。また、過剰なＳｉの添加は、固溶しているＷのサイトに置換してＦｅ_２Ｗの析出を促進し、クリープ破断強度が低下する場合があるため、Ｓｉ量は０．４５％以下とする。靭性を高めるには、Ｓｉ量は０．４０％以下が好ましく、０．３５％以下がより好ましい。

Ｍｎ：０．２０〜０．６０％
Ｍｎは脱酸剤であり、本発明では０．２０％以上を添加する。脱酸が不十分であると靱性が低下するため、０．３５％以上のＭｎを添加することが好ましい。一方、Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、転位の易動度を上げて局部的に組織回復を加速させるため、過剰に添加するとクリープ特性が劣化する。本発明では、クリープ強度を確保するために、Ｍｎを０．６０％以下とする。クリープ破断強度を更に高めるには、Ｍｎ量を０．５５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．５０％未満とする。

Ｃｒ：８．０〜１２．０％
Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を高め、炭化物として鋼材を析出強化させる重要な元素である。６５０℃以上の高温で高いクリープ破断強度を得るには、Ｃｒを主体としたＭ_２３Ｃ_６型炭化物の量を確保し、粗大化を促進させ、かつ、過剰な粗大化を抑制することが必要であり、本発明では、８．０％以上を添加する。耐水蒸気酸化特性を考慮すると、８．５％以上のＣｒを添加することが好ましい。一方、Ｃｒを過剰に添加すると、６５０℃の温度ではＭ_２３Ｃ_６型炭化物の粗大化が加速し、クリープ特性が劣化するため、Ｃｒ量を１２．０％以下とする。Ｃｒ量を１０．５％以下とすることが好ましく、より好ましいは９．２０％以下である。

Ｗ：２．００〜７．５０％
Ｗは、Ｆｅとの金属間化合物を形成し、クリープ特性の向上に寄与する元素である。２．００％以上のＷを添加すると、長期間の使用中に金属間化合物が析出し、クリープ破断強度に大きく寄与する。また、粒界への析出密度を向上させるために２．５％以上のＷの添加が好ましく、２．７％以上のＷの添加がより好ましい。一方、Ｗを過剰に添加すると、Ｆｅ_２Ｗ型金属間化合物（Ｌａｖｅｓ相）の粗大化が速くなるため、Ｗ量を７．５０％以下とする。Ｌａｖｅｓ相の粗大化を抑制するには、Ｗ量を７．０％以下にすることが好ましく、６．５％以下がより好ましい。

Ｎｂ：０．０２〜０．１０％
Ｎｂは炭化物を生成する元素であり、粒内に析出してクリープ破断強度の向上に寄与する。ＮｂＣ型炭化物がＶＮと複合析出すれば、転位の動きを効果的に抑制することができるので、比較的短時間のクリープ強度を維持するためにはＮｂ量を０．０２％以上とする。また、ＮｂＣによる粒内析出強化能を向上させるには０．０３％以上のＮｂの添加が好ましく、０．０４％以上のＮｂの添加がより好ましい。一方、０．１０％を超えてＮｂを添加すると粗大なＮｂＣとして析出し、靱性を損なうことから、Ｎｂ量を０．１０％以下とする。ＮｂＣを微細に析出させるには、Ｎｂ量を０．０８％以下にすることが好ましく、０．０７％以下がより好ましい。

Ｔａ：０．１０〜１．００％
ＴａはＮｂと同様に炭化物を生成する元素である。ＴａＣは、ＮｂＣよりは熱力学的に不安定である事から、あまり高温では析出せず、主にフェライト域、すなわち変態点以下の温度で析出する。このため、Ｔａの体拡散律速支配による析出が主体となり、析出位置はＮｂＣとは異なり、粒界と粒内の双方になる。このうち、粒界に析出するＴａＣはM₂₃C₆型炭化物と同様に、Ｌａｖｅｓ相と共に不連続析出して粒界被覆率を高める効果を有する。すなわち、本発明の中核となる添加元素である。従来の溶接継ぎ手における施工手順を取る限りにおいてはＴａＣの粒界析出によって、本発明範囲内の鋼はType IV損傷に対する抵抗は従来鋼よりも改善されているが、完全にこれを抑制できるほどには安定な析出物では無く、長時間のクリープ試験で他の炭化物同様粗大化する。
Ｔａを炭化物として析出強化に活用するためには０．１０％の添加が必要で有り、好ましくは０．１５％を添加する。また、粒界析出強化を最大限に活用する長時間クリープ破断強度を、靱性等の特性を別の技術で向上させてでも発揮させたい場合には０．２０％以上の添加が好ましい。
なお、Ｔａの大量添加は熱間加工性の著しい低下を来す。これは粒界でのＴａＣの粗大析出が原因で有り、これを回避する目的から最大添加量を１．００％とする。材料の高温強度が比較的小さい場合は熱間加工時に加工割れを生じる可能性が有ることから、Ｃ添加量が低めの場合は、Ｔａ量は０．７０％以下が好ましく、さらに好ましくは０．５０％以下である。

Ｃｏ：０．５０〜３．００％
Ｃｏは、オーステナイト安定化元素であり、焼入れ性を向上させ、靱性を高める元素である。Ｃｏは変態点を変化させない唯一の元素であり、本発明者らは転位の易動度を低下させるというＣｏの効果も知見した。本発明では、クリープ破断強度を高め、フェライト相（δフェライト）の生成を抑制するために、０．５０％以上のＣｏを添加する。Ｃｏ量は、これら効果を高めるために、０．７％以上が好ましく、より好ましくは１．０％以上を添加する。一方、Ｃｏは、σ相の析出を促すことから、Ｃｏ量を３．０％以下とする。Ｃｏ量は２．５％以下が好ましく、より好ましくは２．３％以下である。また、原子力発電プラントなど、中性子が照射される環境では、Ｃｏが放射化するとともに、中性子照射脆化により靱性が損なわれることがあるため、このような場合は、Ｃｏ量を１．５０％以下にすることが好ましい。

Ｎｄ：０．００５〜０．０５％
ＮｄはＭｎと結合して、例えば鋼中介在物として靱性に極めて有害な影響を及ぼすＭｎＳの生成を防止する事の出来る元素である。また、粒界に集積しやすく、Ｓの粒界偏析を緩和して、粒界割れや再熱脆化の防止にも有効となる元素でもある。本発明では、Ｎｄが粒界に集積すると共に、本発明が目的とする粒界被覆率の向上に際して、M₂₃C₆型炭化物の析出、Ｆｅ_２Ｗ型Ｌａｖｅｓ相の析出の際に不純物によってＣｒやＦｅが例えば硫化物や燐化物の形で消費されない、という効果を有する。この効果は粒界析出するＴａについても同様に作用する。すなわち、Ｎｄも本発明の効果を高める上で重要な元素である。
このような粒界の不純物偏析緩和効果は、Ｎｄを０．００５％以上添加することで発現する。粒界偏析しやすい元素であるＳおよびＰの濃度が比較的高い場合には、０．０１０％以上添加することが好ましい。更に好ましくは０．０１５％以上を添加する。
なお、Ｎｄを高濃度で添加すると、ＮｄＳを形成して、かえって粒界脆化を助長する場合があるとこから、その添加上限を０．０５％とする。また、ＮｄＯの生成によって靱性が低下するような高酸素濃度の場合には、０．０４５％以下の添加が好ましい。

本発明では、スクラップなどの冷鉄源や、耐火物から不純物として混入するＭｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌの含有量を以下の範囲に制限する。

Ｍｏ：０．０３０以下
Ｍｏは、Ｆｅ_２Ｗや炭化物Ｍ_２３Ｃ_６に一部固溶し、また同時にＭｏ_２Ｃ、Ｍｏ_６Ｃ型の炭化物を生成させ、析出物の粗大化を促進し、長期のクリープ特性に悪影響を及ぼすため、含有量を０．０５％以下に制限する。Ｍｏを主体とする硼化物は粗大化しやすく、クリープ破断強度を低下させるので、Ｍｏ量を０．０３％以下と制限することが好ましい。また、Ｍｏは、中性子照射により放射化して鋼を脆化させる元素であることから、原子力発電プラント等に使用する際には、Ｍｏ量を０．０１％以下に制限することがより好ましい。

Ｎｉ：０．１０％以下
Ｎｉは、靭性の向上や、オーステナイトの安定化に有効な元素であるが、転位の易動度を高め、クリープ破断強度を著しく低下させることから、本発明ではその含有量を制限する。本発明では、長時間のクリープ破断強度の低下を抑制するため、Ｎｉ量を０．１０％以下に制限する。クリープ特性を高めるには、Ｎｉの含有量は、０．０５％以下に制限することがより好ましく、更に好ましくは０．０３％以下に制限する。

Ｃｕ：０．０５％未満
Ｃｕは、オーステナイトの安定化に有効な元素であるが、本発明のように焼準し−焼戻しにて製造する場合は、鋼中にε−Ｃｕ(金属Ｃｕ)として単独で析出する。熱間加工時に１１００℃以上に加熱されると、鉄が選択的に酸化され、Ｃｕが粒界に集まった場合には局部的な低融点金属集積帯が形成され、粒界剥離割れを誘引する（赤熱脆性）ことがある。このように、本発明では、Ｃｕは、オーステナイトの安定化への寄与が小さく、熱間加工性が低下することから、Ｃｕ量を０．０５％未満に制限する。製造性を高めるには、Ｃｕの含有量は、０．０３％以下に制限することがより好ましく、更に好ましくは０．０１％以下に制限する。

Ａｌ：０．００５％以下
Ａｌは、本発明ではＮと結合し、ＶＮによる析出強化を阻害し、粒内強化の効果を低下させるため、その含有量を０．００５％以下と制限する。微量のＡｌによってクリープ破断強度が低下するため、Ａｌ量は、０．００３％以下に制限することが好ましく、０．００２％以下に制限することがより好ましい。

また、本発明においては、Ｐ、Ｓ、Ｏは不純物であることから、含有量を以下のように制限する。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、粒界に偏析し、粒界破壊を助長して靱性を低下させるため、含有量を０．０２０％未満に制限する。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、Ｍｎと結合し、粗大なＭｎＳの形成による靱性の低下を防止するため、含有量を０．０１０％未満に制限する。

Ｏ：０．０１０％以下
Ｏは、脆性破壊の起点となる酸化物のクラスターを形成し、靭性を低下させるため、含有量を０．０１０％未満に制限する。

本発明では、必要に応じて、Ｎを固定するために、Ｔｉ、Ｚｒの一方又は両方を添加することができる。

Ｔｉ：０．００５〜０．１５％
Ｔｉは、Ｂに比べてＮとの親和力が極めて強い元素である。ＴｉＮの形成によってＢＮの析出を抑制し、炭化物の粗大化を抑制するＢの効果を高めるために、Ｔｉを０．００５％以上添加することが好ましい。より好ましくは、Ｔｉ量を０．０１０％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、粗大なＴｉＣが析出し、靭性が低下することがあるため、添加量を０．１５％以下とすることが好ましい。より好ましいＴｉ量は０．１０％以下であり、更に好ましい上限は０．０８％以下である。

Ｚｒ：０．００５〜０．１５％
Ｚｒは、Ｔｉよりも更にＮとの親和力が強く、Ｂの効果を高めるために、０．００５％以上を添加することが好ましい。より好ましくは０．０１５％のＺｒを添加する。一方、Ｚｒを過剰に添加すると、粗大な酸化物が生じて、靭性を損なうことがあるため、添加量を０．１５％以下にすることが好ましい。靱性の安定という観点からは、より好ましいＺｒ量は０．１０％以下であり、更に好ましいＺｒ量は０．０８％以下である。

更に、本発明では酸化物や硫化物などの介在物の形態を制御するため、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種以上を添加することが好ましい。

Ｃａ、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％
Ｙ、Ｃｅ、Ｌａ：０．０１００〜０．０５００％
Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａは、硫化物の形態制御に用いられる元素であり、ＭｎＳによる熱間加工性や靭性の低下を抑制するために、１種又は２種以上を添加することが好ましい。特に、板厚中心部において圧延方向に延伸したＭｎＳの生成を防止するため、それぞれ、ＣａとＭｇは０．０００３％以上、Ｙ，Ｃｅ，Ｌａは０．０１０％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａは、強力な脱酸元素でもあり、過剰に添加すると酸化物のクラスターが生成し、靱性を低下させることがあるため、それぞれ、Ｃａ，Ｍｇについては０．００５０％以下、Ｙ，Ｃｅ，Ｌａについては０．０５００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ，Ｍｇは０．００４０％以下、Ｙ，Ｃｅ，Ｌａは０．０３００％以下であり、Ｙ，Ｃｅ，Ｌａは、更に好ましくは０．０２００％以下とする。

上述してきた本実施形態及び他の実施形態においては、上記した元素以外の残部は実質的にＦｅからなり、不可避不純物をはじめ、本発明の作用効果を害さない元素を微量に添加することができる。

次に、本発明の構造体の製造方法における、熱間加工方法について説明する。
具体的には、上述した化学組成を有する鋼片を９００℃〜１１００℃に加熱し、熱間圧延して板厚５ｍｍ以上の鋼板とする。その後は、上述したような条件にて、溶接前熱処理および溶接、そして溶接後熱処理を施すことで、本発明の構造体を製造できる。

本発明はＴａを含有するすることを特徴とする。Ｔａは既に述べたごとく粒界に析出して粒界被覆率を向上させ、長時間のクリープ変形において粒界移動後に析出物列として材料のクリープ強度向上に寄与する。また、この性質がType IV損傷の防止にも有効に作用し、M₂₃C₆型炭化物とともに粗大化を防止することで、溶接熱影響部を完全に母材同等にすることができるのである。ただし、Ｔａは高温、特に熱間圧延の予加熱（通常１１００〜１３００℃）において窒化物として析出する性質がある。したがってＴａを多く含有する材料においてはＴａＮの粒界析出による熱間加工割れ（圧延割れ）を防止するための注意が必要である。この現象は本発明の開発段階で初めて知見された。
従来、Ｔａを添加することで熱間加工性が低下するという知見は全く得られていない。そこで、熱間加工性を確実に確保するために、熱間圧延前の最高加熱温度を１１００℃以下に低下させて、ＴａＮの粗大化を防止することとした。一方で熱間圧延前の加熱温度の低下は鋼材の圧延中の強度を上昇させて、圧延終了時のロール反力を高める。このため、熱間圧延そのものが困難になり、場合によっては熱間圧延が出来ない（ミル剛性が追従できず、圧下出来ない）という事態を生じる。従って、熱間圧延終了温度の管理も重要である。

図１１は、本発明範囲内の組成を有する鋼片において、熱間圧延温度と熱間圧延時の鋼板の状態を模式的に説明するための図（グラフ）であり、縦軸には計測されるロール反力、横軸には熱間圧延時の各圧下パス後の鋼板表面温度を示し、グラフ中には、鋼板の表面の状態（熱間加工割れ有り●、割れ無し○、熱間加工割れ有り（熱間圧延不可）×）を示した。
熱間圧延時の温度は９００℃から１１００℃の場合に、鋼板表面に割れが発生せず、１１００℃よりも高い場合に加工割れ（ＴａＮの粒界析出脆化）が生じ、９００℃よりも低い場合には圧延が出来ずに試験が中断に至ることがわかる。すなわち、熱間圧延で製造する際に、抽出温度を１１００℃以下、圧延終了温度を９００℃以上とする必要があることがわかる。この範囲を逸脱する温度となる場合は、鋼板を冷却するか（圧延を待機する）または加熱炉で再加熱する必要があることがわかる。
なお、図１１は実験室規模の小型熱間圧延機で実施した結果で有り、ロール反力の絶対値は実機製造装置との関係を持たないが、ロール直径と板幅、板厚を実機に整合させ、同時にミル剛性との比を実機に合わせてあることから、圧延条件におけるロール反力は最大反力に対する比として、実機の熱間加工割れを再現できる機能を備えている。この比からは、高温圧延（１１００℃以上）においては最大ロール反力の８０％で鋼板が割れており、ミル剛性が原因では無いことと、低温では１００％を超える場合がある事から、ミル能力を超える圧延負荷によって熱間圧延が出来なかったと解釈できる。

以上、本実施形態に係る高強度フェライト系耐熱鋼構造体およびその製造方法について説明してきたが、本発明において、開先形状は特に限定せずとも本発明の効果は十分に発揮できる。すなわち、本実施形態で説明した「Ｖ開先」のほか、「Ｘ開先」、「Ｉ開先」、「Ｋ開先」など、用途やサイズ等によって適宜選択してよい。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
なお、以下に示す実施例での条件は、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。また本発明は、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。

表３、４に示す化学成分を有する鋼を、電気炉による溶解、または銑鋼一貫工程を有する製造プロセスにより、溶解−鋳造してインゴットとなした。続いてこのインゴットを、表５に示す圧延前予加熱温度に予熱後、表５に示す熱間加工終了温度にて、熱間圧延または熱間鍛造によって必要な形状である鋼管または鋼板の形状に熱間加工した。その後、１０００℃〜１１８０℃の温度範囲にて「焼準し」して鋼中にマルテンサイト組織を形成し、続いて７２０℃〜７６０℃の温度範囲にて１時間以上焼戻すことにより組織を「焼戻しマルテンサイト」単相とし、同時に材料を軟化させた後に、鋼管または鋼板を焼戻し温度以下の温度に再加熱して実施する熱間加工あるいは冷間での加工を施して所望する最終形状を得た。表５に得られた構造体の最終形状（「鋼管」または「鋼板」）を示す。

これら加工の終了した鋼管または鋼板に溶接開先を加工し、表５に記載の条件で「溶接前熱処理」した。使用した開先はＶ開先で、開先面の角度は片側１５°、ルートの突合せ部は厚み１ｍｍとした。
その後に、溶接入熱量を約０．５〜５．０kJ/mmとし、GTAW（タングステン電極を用いたガスシールド方式被覆アーク溶接）またはSMAW（手棒式被覆アーク溶接），SAW（被覆アーク溶接）を用いて溶接した。
続けて表５に示した条件で溶接後熱処理を継手に実施した。なお、溶接金属にはインコロイ８００（登録商標）Ｎｉ基合金を用いた。

溶接継手のクリープ特性を測定する目的で、平行部直径６mm、平行部長さ３０ｍｍのツバ付き丸棒試験片を、溶接継手の熱影響部が平行部内に存在するように、溶接方向と垂直な方向で、鋼管または鋼板の板厚方向と垂直な方向から採取して、７００℃１千時間のクリープ試験（本発明の溶接継手の曝される想定環境である６５０℃、１０万時間相当のクリープ試験とほぼ等価な組織変化を材料に与えると想定する条件）を実施した。

また、同様に母鋼ではＪＩＳ Ｚ２２４２に記載の２ｍｍＶノッチCharpy衝撃試験を、１０mm角，５５mm長さの試験片中央部に４５°のＶ開先を施したものについて、室温で実施した。母鋼には構造体として加工するための目安として、室温にて２７Ｊ以上の吸収エネルギーが必要とされることから、そのしきい値を２７Ｊとした。結果を表６にBCH(J)として示す。
なお、溶接継手の溶接熱影響部界面の靱性評価のために、母鋼と同様にＪＩＳ Ｚ２２４２に記載の方法と試験片形状に従い、試験片を板厚中心位置より採取し、吸収エネルギーを室温で測定した。ノッチは、溶接継手金属と溶接熱影響部の界面が、板厚中心の線と交わる点（境界面を基準とした板厚中心位置）を目安とし、板厚方向と水平になる様に加工した。しきい値は、火力発電用部材の加工時の割れが発生しない最低吸収エネルギーとされる、２０℃、２７Ｊとした。結果を表６にWCH(J)として示す。

また、母鋼の特性については、溶接継手の場合と同じ形状のクリープ試験片を、溶接しない鋼から、平行部が全て母鋼の組織となるように、溶接開先を形成しない部位より採取して、溶接継手と同一の試験条件にてクリープ試験を実施して評価している。母鋼は６５０℃１０万時間で８０ＭＰａ以上のクリープ強度を有する事が、７００℃１千時間の温度加速クリープ試験で確認できているので、母鋼のクリープ強度のしきい値は８０ＭＰａとした。 結果を表６にBCR(MPa)として示した。

さらに、構造体の残留γ量をＸ線回折ピーク高さ検量線法によって測定した。なお、開先より溶接線に直交する方向に向かって、溶接金属、ＨＡＺ、母材を含むよう１０点測定し、５点以上、すなわち鋼管の長さまたは鋼板の幅の５０％以上の部位で残留γの量が０．２体積％以下の場合を良好なものとして判断した。
結果を表６にRAAとして示す。表中の「○」は良好、「×」は不良であったことを示す。

溶接後熱処理をした後、溶接線に対し垂直な断面で切断し、メタルフロー腐食を行い、HAZを現出した。HAZから、鋼試料を採取し、電子顕微鏡用試料に加工した後、走査型電子顕微鏡を用いて粒界のM₂₃C₆系炭化物およびTaCの占有率（被覆率）を測定した。この場合のM₂₃C₆系炭化物およびTaCの特定は、ＥＤＸ（電子線散乱型Ｘ線分光分析装置）および電解抽出残渣のＸ線回折による反射ピークのパターン解析で実施した。また、走査型電子顕微鏡観察の前に、あらかじめ粒界の隣接結集粒同士の角度をEBSD（電子線後方散乱回折装置）にて解析しておき、M₂₃C₆系炭化物およびTaCによる被覆率を測定している粒界が大角粒界、特に110共通回転軸周りの角度が６０゜、５４゜であることを確認した。今回の試験では１６゜の粒界がほとんど確認できなかったためである。

また、前記大角粒界上の析出物間距離については、前記顕微鏡観察によって得られたM₂₃C₆系炭化物およびTaCの観察結果から、画像上で粒子間隔を図２に示す要領で測定し、その間隔は粒子が境界面上に正方形分布をしていると仮定して、簡易に下記式（２）として近似した。

λ_ａｖｅ=１．４［ｌ_ｓ］_ａｖｅ−［ｄ_ｓ］_ａｖｅ ・・・・・ （２）
ここで、［ｌ_ｓ］_ａｖｅは平均粒子中心間距離（ｎｍ）、［ｄ_ｓ］_ａｖｅは粒子の平均直径（ｎｍ）である。λ_ａｖｅが平均粒子表面間距離（ｎｍ）となる。

表７には本願発明の骨子となる、溶接熱影響部の前記大角粒界上に析出したM₂₃C₆系炭化物およびTaCの円相当平均粒径Ｒ（ｎｍ）、前記大角粒界上の同析出物による長さ占有率Ｐ（％）、同析出物の前記大角粒界上における粒子表面間距離ＤＰ（ｎｍ）、溶接継手の７００℃１千時間のクリープ強度と母材のクリープ破断強度（ＢＣＲ）の比を１００分率にて％で表してＣＲＨＡＺとして示した。ＣＲＨＡＺは理論的には１００％を超えないが、温度加速試験の精度の関係から１００％を超える場合も推定値のばらつきの範囲としてあり得る。

なお、本願発明では本願発明の効果が発揮されていることを判定するに際して、溶接継手の温度促進クリープ試験（７００℃１千時間の、６５０℃１０万時間相当クリープ試験を称して温度促進クリープ試験ともいう）結果が、ＡＳＭＥ規格、ＡＳＴＭ規格等が定める母材のクリープ強度の許容ばらつき範囲である５%を下回らないことを目安とした。
なお、実際にはクリープ破断試験片の破面観察も同時に実施し、Type IV損傷発生有無も同時に確認したが、前記判定基準で合格となる、溶接継手のクリープ破断強度の温度促進クリープ試験における強度が母材のクリープ破断試験強度の５％以内である場合、Type IV損傷が発生していないことを確認した。すなわち、HAZ外縁に沿って、クリープボイドの連結した低延性破面が生成していないことを確認した。
また、表５に、溶接継手に施した溶接前熱処理の条件（施工した溶接開先中心からの片側の幅または長さ、熱処理温度、熱処理時間）および溶接後熱処理条件（溶接後熱処理温度、後熱処理時間）を記載した。さらに、熱間圧延条件（圧延前予加熱温度、熱間加工終了温度）についても記載した。

表８、９には、比較鋼の化学成分を、表１０、１１にはその溶接継手製造条件と溶接前熱処置条件、溶接後熱処理条件、熱間加工条件（圧延前予加熱温度、熱間加工終了温度）を表５と同様に示した。
なお、表３、４に示した化学成分の本発明鋼の細粒ＨＡＺにおいて前記大角粒界上に観察されたM₂₃C₆系炭化物の化学組成の内、Ｍの構成は、実質的に７０％以上がCｒ，Fe，Ｗからなっていることを、別途溶接継手の評価用クリープ試験片作成の際に透過電視顕微鏡観察用試験片も採取して、１万倍の倍率にてＥＤＸ分析（エネルギー分散型Ｘ線分析器）とあわせて確認した。この組成は本発明に係る溶接後熱処理条件を満たさない場合には逸脱する場合があって、特にMnを主体とするM₂₃C₆系炭化物を生成してしまうと、その粗大化が著しく早いことから、溶接継手のクリープ破断強度が低下してしまうため、留意すべき点である。

表１２には、表６と同様に、母材のクリープ破断強度BCR(MPa)、溶接継手溶接熱影響部界面のクリープ試験前のシャルピー吸収エネルギーWCH(J)、母材のシャルピー吸収エネルギーBCH(J)、構造体の残留γ量の評価結果RAAを示した。表１３には、表７と同様に、溶接熱影響部の大角粒界上に析出したM₂₃C₆系炭化物の円相当平均粒径Ｒ(nm)、大角粒界上の同析出物による長さ占有率（被覆率）Ｐ(%)、溶接継手の７００℃１千時間のクリープ強度と母材のクリープ破断強度の比を１００分率にて％で表してＣＲＨＡＺとして示した。

比較溶接継手の内、５１は母鋼のＣ濃度が０．０１％以下と不十分で、母鋼自体のクリープ強度が低下した例であり、５２はＣが０．１２％を超えて含有したため，M₂₃C₆型炭化物の電視顕微鏡観察における円相当直径が３００ｎｍを超えて粗大化したため、鋼のクリープ破断強度が、溶接継手も含めて低下した例である。

５３はＳｉの添加量が０．０２％よりも低く、脱酸が不十分となって、粗大な酸化物のクラスターが生成し母鋼ならびに溶接継手の靱性が低下した例であり、５４はＳｉ添加量が過剰となり、Ｆｅ_２Ｗの析出が促進されて母鋼のクリープ強度が低下した例である。

５５はＭｎの添加量が不足し、脱酸が不十分となって酸化物のクラスターが母鋼に生成し、母鋼の靱性が低下した例であり、５６はＭｎ添加量が過多となって母鋼のクリープ強度が低下した例である。

５７、５８はそれぞれ不純物元素であるＰとＳを本願発明の範囲を超えて含有したため、何れも母鋼のクリープ強度が低下した例である。
５９は不純物としてのＮｉ含有量が過多となり、母鋼のクリープ強度が低下した例である。
６０は不純物としてのＣｕ含有量が過多となり、母鋼の熱間加工時に赤熱脆性を生じ、靱性が低下した例である。

６１はＣｏの添加量が不足し、δフェライト面積率が過度に上昇してしまい、母鋼の靱性を損なうと共に、クリープ強度が低下した例であり、６２はＣｏ添加量が過多となって、σ相が至る所に析出し、母鋼と溶接継手の靱性が低下した例である。

６３はＣｒの添加量が不足し、M₂₃C₆型炭化物の生成量が不足して母鋼のクリープ強度が低下し、同時にＨＡＺの前記大角粒界上における析出物の被覆率が低下した例であり、６４は逆にＣｒ添加量が過多となって、M₂₃C₆型炭化物の粗大化が促進されたため、母鋼のクリープ強度が低下した例である。

６５は本願発明で意図的に添加を回避するべきＭｏが不可避的に不純物として混入し、その含有量が本発明の上限値を超えたため、炭化物の生成と成長が加速されて粗大化が進行した結果、母鋼のクリープ破断強度が低下した例である。

６６は本発明の特徴であるＷの含有量が不足し、母鋼のクリープ強度が不足した例であり、６７はＷ添加量が過多となってＦｅ_２Ｗの粗大化が促進され、母鋼のクリープ強度が低下した例である。

６８はＮｂ添加量が本発明の下限値未満となり、ＮｂＣによる析出強化が有効に作用せず、母鋼のクリープ強度が低下した例であり、６９はＮｂ量が本発明の上限値を超えたため、ＮｂＣの粗大析出が生じて同様に析出強化が機能せず、母鋼のクリープ強度が低下した例である。

７０はＶ添加量が不足してＶＮによる析出強化が不十分となり、母鋼のクリープ強度が低下した例であり、７１はＶ添加量が過多となって粗大なＶＮが析出し、母鋼の靱性が低下した例である。

７２は本発明で前記大角粒界上に析出してType IV防止と母鋼のクリープ強度向上に効果を発揮するＴａが不足し、母鋼のクリープ破断強度が低下すると共に、ＨＡＺの前記大角粒界の析出物による粒界被覆率が４０％未満となって、Type IV損傷を発生した例である。一方、７３はＴａ添加量が過多となって、粒界でのＴａＣが粗大化してしまい、熱間加工性が低下し、加工割れを生じたため、鋼板試験片が作成できなかった例である。

７４はＮｄ添加量が不足して、不純物偏析緩和効果の発揮が不十分となり、ＨＡＺの靭性が低下した例であり、一方７５はＮｄ添加量が過多となり、ＮｄＳを形成し、母鋼ならびにＨＡＺの靱性が低下した例である。

７６、７７はそれぞれＴｉあるいはＺｒの添加量が本発明の上限値を超えたため、何れも粗大なＴｉＣおよびＺｒ_２Ｏ_３を析出、または晶出して母鋼およびＨＡＺの靱性が低下した例である。
７８、７９はそれぞれＣａおよびＭｇの添加量が過多となり、それぞれＣａＯあるいはＭｇＯが生成して、何れも母鋼およびＨＡＺの靱性が低下した例である。
８０、８１、８２はそれぞれＹ，Ｃｅ，Ｌａの添加量が過多となり、全て酸化物クラスターが生成して母鋼のおよびＨＡＺ靱性が低下した例である。

８３は本発明の不純物であるＡｌが製鋼工程中の耐火物より混入したために上限値を超え、母鋼のクリープ強度が低下した例である。

８４はＮの添加量が不足したために、窒化物であるＶＮの析出量が減少し、母鋼のクリープ強度が低下した例であり、８５はＮ量が過多となったため、ＢＮが析出し、本発明の重要な構成元素であるＢによる強化が達成されず、クリープ強度が低下すると共に、局部熱処理した継手の熱処理幅外縁でType IV損傷が発生した例である。なおこのType IV損傷は、局部熱処理を本発明の規定量以下の低Ｎ鋼に適用した場合に問題が生じることを示す例でもある。したがって、表６中のＨＡＺの前記大角粒界被覆率Ｐと、継手／母材のクリープ破断強度比ＣＲＨＡＺは、本例に限って局部熱処理幅外縁の結果を示してある。

８６は不純物であるＯが本発明の上限値を超えたために、多くの酸化物クラスターが生成し、母鋼の靱性が低下した例である。
８７はクリープ強度向上に必要なＢの添加量が少なく、母鋼のクリープ強度が低下した例、８８はＢが過多となり、溶接中に溶接金属が高温割れを生じたため、溶接そのものができなかった例である。

８９は圧延前加熱温度が９００℃未満となり、必然的に圧延終了温度も９００℃未満となり、熱間加工性が低下し、加工割れを生じたため、鋼板試験片が作成できなかった例であり、９０は圧延前加熱温度が１１００℃を超えて高温化したためにＴａＮの粒界での粗大化が著しく、熱間圧延時に加工割れを生じ、鋼板が作成できなかった例である。
９１は圧延前熱処理温度が本発明範囲ではあったが、圧延終了温度が本発明の下限値９００℃を下回ったため、９００℃以下の圧延で鋼板表面に割れが発生し、鋼板が作成できなかった例である。

９２は溶接前熱処理温度が本誌発明温度範囲よりも低く、十分な炭化物の分解固溶が溶接前の継手において実現せず、ＨＡＺにおけるM₂₃C₆型炭化物の平均粒径が３００ｎｍを超えると共に、大角粒界上の析出物間隔が１５０ｎｍを超えてしまい、Type IV損傷が発生して継手のクリープ破断強度は母鋼のクリープ破断強度よりも低下した例である。一方９３は、溶接前熱処理温度が高すぎたために、溶接熱影響部が全てδフェライトとマルテンサイトの二相組織となり、溶接継手のクリープ強度が低下し、同時に溶接継手の靱性も低下した例である。

９４は溶接前熱処理時間が短く、十分な炭化物の分解固溶が溶接前の継手において実現せず、ＨＡＺにおけるM₂₃C₆型炭化物の平均粒径が３００ｎｍを超えると共に、大角粒界上の析出物間隔が１５０ｎｍを超えてしまい、ＨＡＺの前記大角粒界における析出物による粒界被覆率も低下した結果、Type IV損傷が発生して継手のクリープ破断強度は母鋼のクリープ破断強度よりも低下した例である。

９５は溶接前熱処理の温度と時間は適正であったが、施行幅が２０ｍｍ以下となり、ＨＡＺの外縁は十分に高い温度まで加熱されなかった（すなわち、１０００℃未満）ため、炭化物が未固溶のまま残留する部位が継手に存在し、未固溶炭化物の溶接熱影響部が受けた熱履歴による粗大化が生じて、大角粒界上の析出物間隔が１５０ｎｍを超えてしまい、Type IV損傷が発生し、継手のクリープ強度が低下した例である。このとき、M₂₃C₆型炭化物とＴａＣの平均粒径は３００ｎｍを超え、また前記大角粒界の析出物による粒界被覆率は４０％に達しなかった。
９６は溶接前熱処理の施工幅が片側２９０ｍｍと大きく本発明を超えて、対象となる直径５００ｍｍの鋼管を結果的に全体加熱した例である。この時、母材部分も含めて全て溶接前熱処理されたことにより、部材の全組織は再度焼き入れられ、続く溶接後熱処理を実施はしたものの、残留オーステナイトが一部に残留し、母鋼の靱性が一部低下した例である。なお、９６は管軸方向と平行なシーム溶接部を有する鋼管のシーム溶接における、溶接前熱処理の施工幅が広すぎて、結果鋼管全体を熱処理した場合と同等に扱うことができる例である。

９７は溶接後熱処理温度が７２０℃以下と低く、M₂₃C₆型炭化物によるＨＡＺの粒界被覆率が４０％に満たず、大角粒界上の析出物間隔が１５０ｎｍを超えてしまい、Type IV損傷が発生して、継手のクリープ強度が母鋼に対して低下した例であり、９８は溶接後熱処理温度が７６０℃を超えたため、ＨＡＺのM₂₃C₆型炭化物の電視顕微鏡観察における平均直径が３００ｎｍを超えてしまい、大角粒界上の析出物間隔が１５０ｎｍを超えてしまい、粒界上の析出密度も減少して粒界被覆率は４０％に満たなかったため、同様にType IV損傷が発生して、継手のクリープ強度が母鋼に対して低下した例である。

９９は溶接後熱処理時間が短く、溶接継手に高い残留応力が残り、溶接金属から侵入した水素が残留応力の高い部位に集中し、溶接の翌日に溶接継手からの多数の割れが生成しており（水素遅れ破壊が発生した）、結果的に溶接開先を形成できなかった例である。

１００は、鋼管の連結の際の周溶接に本技術を適用した例であるが、溶接前に連結する鋼管全てに熱処理を実施した結果、母材中に残留γが多量に残存し、０．２％を大きく超えたため、母材の推定クリープ破断強度の低下と、母材靱性の低下を同時に招いたため、溶接構造体として適用できなかった例である。

１ 溶接金属
２ 粗粒域、または粗粒域ＨＡＺ
３ 細粒域、または細粒域ＨＡＺ
４ 二相域、または二相域ＨＡＺ
５ 母材、または母材部あるいは母鋼
７ 大角粒界
１２ 溶接開先面
１３ 溶接開先面と母材表面の交点（または線）
１４ 溶接前熱処理を付与すべき最低幅
１５ 溶接前熱処理を付与すべき最大幅

Claims (4)

1. 板厚５ｍｍ以上の母材、溶接熱影響部、溶接金属から構成される高強度フェライト系耐熱鋼構造体であって、
   前記母材の組成が、質量％で
   Ｃ：０．０１〜０．１２、
   Ｓｉ：０．０２〜０．４５、
   Ｍｎ：０．２０〜０．６０、
   Ｃｒ：８．０〜１２．０、
   Ｗ：２．００〜７．５０、
   Ｎｂ：０．０２〜０．１０、
   Ｔａ：０．１０〜１．００、
   Ｖ：０．１０〜０．５０、
   Ｎ：０．００３〜０．０１５、
   Ｂ：０．００８〜０．０５０、
   Ｃｏ：０．５０〜３．００、
   Ｎｄ：０．００５〜０．０５
   を含有し、
   Ｍｏ≦０．０３０、
   Ｎｉ≦０．１０、
   Ｃｕ＜０．０５、
   Ａｌ≦０．００５、
   Ｐ≦０．０２０、
   Ｓ≦０．０１０、
   Ｏ≦０．０１０
   に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   溶接前熱処理の施行幅または長さが、前記耐熱鋼構造体の幅または長さの５０％以下であり、
   前記溶接熱影響部の大角粒界上に析出するM₂₃C₆系炭化物（MはCr，Fe，Wを合計して、７０％以上）およびTaCの円相当粒径の平均値が３００nm以下、前記大角粒界上に析出したM₂₃C₆系炭化物およびTaCの表面間距離が、粒子種類に関係なく溶接後熱処理後のＨＡＺにおいて１５０nm以下で、前記M₂₃C₆系炭化物および前記TaCによる前記大角粒界の被覆率が４０％以上であることを特徴とする高強度フェライト系耐熱鋼構造体。
2. さらに、前記母材の組成が、質量％で、
   Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、
   Ｚｒ：０．００５〜０．１５％
   の内、１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度フェライト系耐熱鋼構造体。
3. さらに、母材の組成が、質量％で、
   Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
   Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
   Ｙ ：０．０１００〜０．０５００％、
   Ｃｅ：０．０１００〜０．０５００％、
   Ｌａ：０．０１００〜０．０５００％
   の内、１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度フェライト系耐熱鋼構造体。
4. 請求項１〜３の何れか一項に記載の高強度フェライト系耐熱鋼構造体の製造方法であって、
   請求項１〜３の何れか一項に記載の組成の鋼片を９００℃〜１１００℃に加熱し、熱間圧延して板厚５ｍｍ以上の鋼板とし、
   次いで、該鋼板を開先加工して、開先面が母材表面と接する位置から溶接線に直交する方向に向かって、２０mm以上１００ｍｍ以下の部位、かつ前記耐熱鋼構造体の幅または長さの５０％以下である部位を１０００℃以上、１１００℃以下の温度で、下記の式（１）で決定される板厚対応熱処理時間Ｔｓ以上、かつ３０分以上となるように局部加熱して保持し、放冷し、
   次いで、前記開先を溶接した後、開先面が母材表面と接する位置から溶接線に直交する方向に向かって、２０mm以上１００mm以内の部位を、７２０℃以上７６０℃以下の温度帯に加熱して、該温度に1時間以上保持した後、放冷することを特徴とする高強度フェライト系耐熱鋼構造体の製造方法。
   Ｔｓ＝３０×（ｔ／２５）^１．２ ＋２６ ・・・・・・・・・・・・・（１）
   ただし、ｔは母材の板厚（ｍｍ）、Ｔｓは溶接前の開先の加熱設定温度（1000℃〜1100℃）における加熱時間の総和（分）である。なお、ｔは５ｍｍ以上とする。

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