JP2020084314A - 耐再熱割れ性ｗ含有高強度低合金耐熱鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】耐再熱割れ性に優れ、溶接後の粒界割れ感受性が低い、高強度低合金耐熱鋼の提供。【解決手段】化学成分は質量％で：Ｃ：０．０４〜０．１１％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．４０％以下、Ｃｒ：１．９０〜２．６０％、Ｖ：０．２０〜０．３０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｗ：１．４５〜１．７５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．００１〜０．０１２％、Ａｌ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。本発明の耐熱鋼は優れた耐再熱割れ性を持ち、超（超）臨界火力発電ユニット、高温部品に応用できる。【選択図】図１

Description

本発明は耐熱鋼に関する。具体的に高強度、低合金耐熱鋼に関し、耐再熱割れ性（ｒｅｈｅａｔ ｃｒａｃｋｉｎｇ）性に優れ、溶接後の熱処理又は高温条件下で、粗粒熱影響部（ｃｏａｒｓｅ ｇｒａｉｎ ｈｅａｔ ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ）に発生する粒界割れ感受性が低い。

石炭火力発電による環境汚染を減すために、効果的でクリーンな超（超）臨界火力発電ユニットの開発は必要である。現在、主に蒸気の温度と圧力を上げることにより、火力発電所の効率を向上させる。そのためには材料の耐高温高圧性能に対する要求が高まり、ボイラパラメータ改善のニーズを満たすために、高強度グレードの耐熱鋼の開発が求められる。

現在、ボイラー鋼の開発には２つの方向があり、一つはフェライト耐熱鋼で、もう一つはオーステナイト系耐熱鋼である。オーステナイト系耐熱鋼と比べて、フェライト耐熱鋼は、低コスト、低熱膨張率で、熱伝導率、耐熱疲労性に優れるなどの利点を有するため、超（超）臨界火力発電ユニットで広く使用されている。フェライト耐熱鋼の開発は主に２のメインラインに分けられる。一つは、主に耐熱合金元素におけるＣｒの含有量を徐々に上げ、適切な熱処理の後、安定した焼戻しマルテンサイト系組織を形成する。例えば、Ｔ／Ｐ９１、Ｔ／Ｐ９２、Ｔ／Ｐ１２２、Ｅ９１１など、Ｃｒ含有量が９〜１２％である中耐熱鋼が挙げられる。もう一つは、低Ｃｒ含有量を維持し、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗなどの合金元素を添加し、適切な熱処理後に安定したベイナイト系組織を形成し、例えば、Ｔ／Ｐ２３、Ｔ／Ｐ２４などＣｒ含有量が２．２５％である新型低合金耐熱鋼である。フェライト耐熱鋼の開発の一つとして、新型低合金ベイナイト系耐熱鋼の高温クリープ強度は、伝統的な低合金耐熱鋼と比べて大幅に向上している。例えば、日本住友商事と三菱重工業が開発したＷ含有２．２５Ｃｒ−１．６ＷＶＮｂ鋼（Ｔ２３）、ドイツＶａｌｌｏｕｒｅｃ ＆ Ｍａｎｎｅｓｍａｎｎ Ｔｕｂｅｓが開発したＭｏ含有２．２５Ｃｒ−１ＭｏＶＴｉ鋼（Ｔ２４）が挙げられ、６００℃のクリープ破断強度は、従来の２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼（Ｔ２２）の１．８倍に達し、Ｔ／Ｐ９１鋼に近い。新型低合金耐熱鋼はまた、炭素含有量を削減したため、溶接性も大幅に向上している。超（超）臨界ボイラー水壁（ｗａｔｅｒ ｗａｌｌ）、過熱器や再熱器などの部品の製造に好適である。ヘッダー、主蒸気管など、大口径厚肉パイプの製造にも使用可能である。

しかしながら、近年、Ｔ２３などの新型低合金耐熱鋼は顕著な再熱割れ傾向を有し、再熱割れに起因する多くの漏洩事故を起こしてしまい、装置の安全・安定な運転を妨害し、巨大な経済的損失をもたらした。再熱割れとは、金属材の溶接継手部が、溶接後の熱処理又は高温条件下で、応力解放により粗粒熱影響部（ＣＧＨＡＺ）で発生した粒界割れを指す。溶接後の熱処理割れまたは応力除去割れとしても知られる。溶接状態のＴ２３及びＴ２４鋼の熱影響部硬さは、３５０ＨＶ以下に控えることができる。小径パイプ（肉厚δ≦１０ｍｍ）を溶接する場合、溶接後の熱処理をしないでも冷間割れ（Ｃｏｌｄ ｃｒａｃｋ）も発生しない。ただし、高温条件下では、依然として再熱割れが発生する可能性がある。顕著な再熱割れ傾向は、Ｔ２３やＴ２４などの新型低合金耐熱鋼の使用を制限するボトルネックの問題となっている。

Ｃｒ−Ｍｏ、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖなどの低合金鋼は再熱割れ傾向を有する関連研究は、前世紀の６０年代から報告されてきた。低合金耐熱鋼再熱割れのメカニズムに関して広く研究されており、耐再熱割れ性を有する様々な低合金耐熱鋼が開発されている。従来技術には下記の技術が挙げられる。優れた耐クリープ脆化（ｃｒｅｅｐ ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）及び耐再熱割れ性を有する高温高圧容器用鋼であって、Ｃｒ、Ｖ、Ｂなどが再熱割れへの悪影響を抑制するためにＣａ、Ｍｇ及び希土類元素を添加する。Ｓ、Ａｌ、Ｃａの含有量を制御することにより、優れた耐再熱割れ性を付与するＣｒ−Ｍｏ鋼がある。あるフェライト−ボイラー鋼は、抵抗溶接によって、溶接シームが優れた耐再熱割れ性能を有する。一種の特殊な強度、靭性、耐冷間割れ性、再熱割れ性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板がある。上記鋼はいずれも伝統的な低合金耐熱鋼であり、圧力容器または低パラメータを有する亜臨界及び臨界火力発電ユニットに応用できる。しかし、超（超）臨界ユニット用新型低合金耐熱鋼Ｔ２３に対して、Ｃｒ含有量が高く、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉの析出強化元素を追加したため、再熱割れ傾向はより深刻である。Ｗ含有Ｃｒ−Ｍｏ型低合金耐熱鋼について、「耐熱鋼」が開示されており、％Ｎ≦％Ｔｉ＋５（％Ｂ）＋０．００４との関係を満たし、かつ、平均粒子径が１１０μｍより小さいとき、再熱割れを防止できる。しかし、近年では、上記の関係を満たすＴ２３鋼が依然として顕著な再熱割れ感受性を有することが見出された。研究によれば、このような多成分（ｍｕｌｔｉ−ｃｏｍｐｏｕｎｄ）強化新型低合金耐熱鋼の再熱割れの発生メカニズムは伝統的な低合金耐熱鋼と異なり、「耐熱鋼」中に記載したＮが粒界で偏析するによるものではない。

また、ほかのいくつかの再熱割れ防止の方法又は措置が提案されている。例えば、従来技術において、具体的に溶接前又は溶接後冷却前、溶接シーム隣接エリアの局部を、４００℃以上の温度（好ましくは６００℃）に加熱する溶接シーム再熱割れの除去方法がある。再熱割れを防ぐために、予め表面に再熱割れ防止溶接ビードを設置しておき、すべての溶接ビードを完了したら、固定溶接を一回実行する。しかも、溶接止端部（ｗｅｌｄ ｔｏｅ）に生じたノッチによるノッチ感受性を防止できる。熱影響部を大きな冷却速度で冷却し、マルテンサイトの含有量を８０％以上にさせることにより、焼鈍工程中において熱影響部を軟化し易くさせることにより、再加熱割れの発生を防止する。溶接すべきチューブソケット・フィレット（ｔｕｂｅｓｏｃｋｅｔ ｆｉｌｌｅｔ）、溶接止端部に対して多層盛溶接する（ｍｕｌｔｉ−ｐａｓｓ ｗｅｌｄ）ことにより、チューブソケット・フィレットの再熱割れを防止する方法であって、ヘッダーのチューブソケット・フィレットの再熱割れを効果的に防止できる。スポット溶接板材の継手の再熱割れを解消する方法であって、主に、溶接後の熱処理前に金型による継手溶接部及びその周辺エリアに対して球面プレスによって残留応力を除去することであり、球面プレスは、金型とスポット溶接継手との接触面が球面又は球面に近い曲面であることをいう。さらに、予熱温度を向上させ、多層溶接ビード又は焼戻し溶接ビードを採用し、または中間処理を増やすなどの方式で再熱割れを抑制する過酷な溶接プロセスを取ることも提案されている。しかしながら、これらのプロセスは、工程、労働強度、生産コストを大幅に増加させる一方、再熱割れの効果も満足できず、課題を根本から解決していない。

この問題を解決するために、本発明は、耐再熱割れ性新型Ｗ含有低合金耐熱鋼を提供し、Ｔ２３鋼の優れた高温クリープ強度を保持するとともに、その粗粒熱影響部は耐再熱割れ性を有し、５００〜７５０℃の範囲内に、溶接後の熱処理又は使用中において、再熱割れに対して感受性が低い。

本発明は、従来技術に存在する問題を解決するために、下記の発明を提出する。
質量％でＣ：０．０４〜０．１１％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．４０％以下、Ｃｒ：１．９０〜２．６０％、Ｖ：０．２０〜０．３０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｗ：１．４５〜１．７５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．００１〜０．０１２％、Ａｌ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下を含み、ＣとＢ含有量が下記の（１）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼である。
［％Ｂ］＞−１．２×［％Ｃ］^２＋０．３０×［％Ｃ］−０．０１・・・・（１）

さらに、前記耐熱鋼におけるＣ含有量は０．０４〜０．０８％であり、前記耐熱鋼におけるＢ含有量は０．００４〜０．０１％である。

さらに、前記耐熱鋼におけるＣ含有量は０．０４〜０．０８％であり、前記耐熱鋼におけるＢ含有量は０．００４〜０．００８％である。

さらに、前記耐熱鋼におけるＢ含有量は０．００４〜０．０１２％である。

さらに、前記耐熱鋼におけるＢ含有量は０．００６〜０．０１０％である。

さらに前記耐熱鋼におけるＣとＢ含有量が下記の（２）式を満足する。
［％Ｂ］＞−１．４×［％Ｃ］^２＋０．３５×［％Ｃ］−０．０１１５・・・・（２）

質量％でＣ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．１０−０．６０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．４０％以下、Ｃｒ：１．９０〜２．６０％、Ｖ：０．２０〜０．３０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｗ：１．４５〜１．７５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．００１〜０．０１２％、Ａｌ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下を含み、ＣとＢ含有量が下記の（２）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼である。
［％Ｂ］＞−１．４×［％Ｃ］^２＋０．３５×［％Ｃ］−０．０１１５・・・・（２）

さらに、前記耐熱鋼におけるＢ含有量は０．００４〜０．０１％である。

さらに、前記耐熱鋼におけるＢ含有量は０．００６〜０．０１％である。

次に本発明の鋼における各化学成分の作用とその限定理由を述べる。化学成分の％は、質量％を意味する。

＜Ｃ：０．０４〜０．１１％＞
Ｃは製鋼時、炭化物を形成し、高温強度を高めるのに寄与する元素である。なお、また焼入れ性の向上やフェライトの生成防止にも役立つ。従って、Ｃ含有量は、少なくとも０．０４％でなければなりない。しかしながら、Ｃが多すぎると溶接熱影響部の硬さが増し、冷間割れ、特に再熱割れに対する感受性を増大させる。なお、Ｃ含有量の高い鋼は、高温で長時間使用されると脆化する。これらの理由から、Ｃ含有量の上限は０．１１％とする。さらに望ましい上限は０．０４〜０．０８％である。

＜Ｓｉ：０．５０％以下＞
Ｓｉは、製鋼時に脱酸元素として添加されるが、鋼の耐酸化性、耐高温腐食性の改善にも有効な元素である。しかし、Ｓｉを過剰に含有すると、高温での長時間使用時にクリープ塑性及び靱性の低下を招く。そのため、Ｓｉ含有量の上限は０．５０％とする。下限は不可避的不純物のレベルでもよいが、脱酸の効果を確保するためには、０．１０〜０．３０％が望ましい。

＜Ｍｎ：０．１０〜０．６０％＞
Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸元素として添加される。しかし、過剰に含有するとクリープ脆化及び靱性の低下を招く。そのため、Ｍｎ含有量は０．６０％以下とするが、脱酸元素効果を確保するために望ましいのは０．２０〜０．５０％である。

＜Ｐ：０．０３％以下＞
Ｐは、鋼中に残存する不可避的不純物元素であり、多量に含有すると再熱割れを発生させる。そのため、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。Ｐは低いほど望ましいので下限は特に設けないが、極度の低減はコスト増を招くため、０００１〜０．０１％であるのがこのましい。

＜Ｓ：０．０１％以下＞
Ｓは、Ｐと同様、鋼中に残存する不可避的不純物元素であり、ＣＧＨＡＺ（溶接熱影響部，溶接ＨＡＺ）で偏析しやすく、再熱割れを招く。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。Ｓも低いほど望ましいので下限は特に設けないが、Ｐと同様に極度の低減はコスト増を招くため、０．００２〜０．００６％であるのが好ましい。

＜Ｎｉ：０．４％以下＞
Ｎｉは、オーステナイト系生成元素であり、δフェライト相の生成を抑え、組織の安定性を確保する。しかし、Ｎｉを過剰に含有すれば、高温での使用中に塑性を低下させるため、Ｎｉ含有量の０．４％以下とする。

＜Ｃｒ：１．９０〜２．６０％＞
Ｃｒは、高温での耐酸化性、耐高温腐食性及び高温強度を確保するために必須の元素である。しかし、過剰の添加は炭化物の粗大化を招き、かえって高温強度を低下させるとともに、靱性の低下を招く。そのため、Ｃｒ含有量は、１．９０〜２．６０％とする。

＜Ｖ：０．２０〜０．３０％＞
Ｖは、鋼中で微細な炭化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度を高めるのに寄与する。しかし、過剰のＶの添加は、炭化物成長速度の増大、急速な炭化物の凝集、粗大化を招き、分散強化が急速に消えて、かつ靱性の低下を招く。また、Ｖの過剰添加は、溶接後の熱処理時の結晶内の炭窒化物の析出密度を増大させ、再熱割れ感受性を増加する。そのため、Ｖ含有量は０．２０〜０．３０％とする。

＜Ｎｂ：０．０２〜０．０８％＞
Ｎｂは、鋼中で微細な炭化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度を高めるのに寄与する元素である。そのためには、０．０２％以上の添加が必要である。しかし、過剰のＮｂ添加は炭化物成長速度を向上させ、急速な炭化物の凝集、粗大化を招き、分散強化が急速に消えてかつの低下を招く。そのため、Ｎｂ含有量は、０．０２〜０．０８％とする。

＜Ｍｏ：０．０５〜０．３５％＞
Ｍｏは、マトリックスの固溶強化作用を増加するとともに、炭化物となって析出し、クリープ強度を高めるのに寄与する元素である。また、Ｐとの親和性が強く、粒界に偏析するＰ量を低減させるため、再熱割れ感受性の低減に寄与する。少なくとも０．０５％以上の含有が必要である。しかし、過剰の添加は、長時間の使用後には靱性を低下させるので、その上限は０．３５％とする。

＜Ｗ：１．４５〜１．７５％＞
Ｗは、Ｍｏと同様に鋼のマトリックスを固溶強化するとともに炭化物を生成し、クリープ強度を高めるのに寄与する元素である。その効果を得るためには、少なくとも１．４５％以上含有させる必要がある。その反面、過剰の添加は、使用中の粗い金属間化合物を生成し、靱性の低下を招くため、その上限は１．７５％とする。

＜Ｔｉ：０．０１〜０．０６％＞
Ｔｉを添加することにより、Ｎを固定し、ＮとＢの結合を防止することができる。この点で、焼入れ性（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）が向上し、フェライトの出現により、室温で引張強さを減らして下さい、室温引張強度の低下を防止する一方、高温での粒界強度と塑性を増強する。しかし、Ｔｉ含有量が多すぎると強度及び靭性が低下し、再熱割れ感受性も上昇する。このため、Ｔｉ含有量の範囲は０．０１〜０．０６％である。

＜Ｂ：０．００１〜０．０１２％＞
Ｂは、クリープ強度及びクリープ破断塑性を向上させることができる。さらに、溶接後の熱処理中に、ＣＧＨＡＺ粒界でのＢ偏析は、粒界塑性を増大させ、炭化物の析出成長及び粗大化を抑制し、粒界が弱くなるのを防ぎ、再熱割れ感受性を低下させる。その効果を得るためには、Ｂ含有量及びＣ含有量は、［％Ｂ］＞−１．２×［％Ｃ］^２＋０．３０×［％Ｃ］−０．０１を満たさなければならない。好ましくは、Ｂ含有量及びＣ含有量が、［％Ｂ］−１．４×［％Ｃ］^２＋０．３５×［％Ｃ］−０．０１１５を満たせば、よりよい耐再熱分解性能を達成する。過剰なＢ含有量は鋼の熱間加工性を著しく劣化させ、また焼戻し脆性を引き起こす可能性がある。総合的に考慮すると、Ｂ元素の含有量は、好ましくは０．００１〜０．０１２％、より好ましくは０．００４〜０．０１０％、更に好ましくは０．００６〜０．０１０％である。

＜Ａｌ：０．０３％以下＞
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。しかし、過剰の添加はクリープ塑性及び靱性の低下を招くため、Ａｌの上限は０．０３％とする。

＜Ｎ：０．０１％以下＞
Ｎがマトリックスに固溶すれば、靱性とクリープ強度を妨害する。また、過剰のＮはＢと多量の化合物を形成し、Ｂの役割の発揮に不利である。Ｎの含有量は０．０１％以下とする。
本発明は下記の利点を有する。

Ｃ元素とＢ元素の含有量のみを調整することによって、低合金耐熱鋼の再熱割れを抑制する目的を達成することができ、耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼を提供する。過酷な溶接工程などにより再熱割れを防止する方式と比べて、再熱割れ感受性課題を解決し、生産コストを増しておらず、結果はより信頼性がある。

図１は２．２５Ｃｒ−１．６ＷＶＮｂＮＢ鋼におけるＭ_２３Ｃ_６とＭＸ型炭化物が炭素含有量との関係である。 図２は鋼のミクロ組織である。 図３はインプラント試験（Ｉｍｐｌａｎｔ Ｔｅｓｔ）と試験片の形状である。 図４は模擬熱サイクル曲線（ｈｅａｔ ｃｙｃｌｅｃｕｒｖｅ）及び試験片の形状及び寸法である。 図５は本発明に係る耐熱鋼の実施例におけるＢ含有量とＣ含有量との関係を示すグラフである。そのうち、１：ベースプレート、２：インプラント、３：加荷（ローディング）の方向

次は実施例に、添付の図面を参照しながら、本発明についてさらに具体的に説明される。

本発明は耐再熱割れ性新型低合金耐熱鋼を提供することを目的とする。新型低合金耐熱鋼の優れた高温クリープ強度及び低い溶接冷間割れ感受性を維持するとともに耐再熱割れ性を大幅に向上させる。該鋼は超（超）臨界火力発電所で完全、安定に応用できる。

化学成分は低合金耐熱鋼再熱割れ感受性への影響は最も大きい。Ｃ及びＷ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉなどの合金元素はいずれも再熱割れ傾向を増加するが、耐熱鋼に対して、Ｗ、Ｍｏがマトリックスに固溶し、固溶強化を提供し、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉなどは微細分散炭窒化物を形成して析出強化を提供するため、材料高温クリープ強度を向上させるための重要な要素である。十分な高温クリープ強度を得るために、所定量の上記合金元素の追加は必要である。本発明者らは新型低合金耐熱鋼Ｔ２３の再熱割れ発生メカニズムを研究するとき、精錬技術の開発とともに、新型耐熱鋼の不純物元素の含有量は低い範囲に控えることができることは、再熱割れ発生の主な要因ではなくなることを確認した。合金炭化物は、溶接後の熱処理過程における析出は再熱割れ的発生に顕著な影響を及ぼす。これは過去に強調されている不純物元素が伝統的な低合金耐熱鋼の粒界析出凝集、粒界弱化による再熱割れ発生という考えと異なり、それによって耐再熱割れ性新型低合金耐熱鋼の開発に新しいアイデアを提供する。

本発明者はＴ２３鋼ＣＧＨＡＺ再熱割れメカニズムを研究した上で下記のものを見出した。
（１）ＣＧＨＡＺの炭化物は溶接過程にほとんどはマトリックスに溶解し、溶接後の熱処理過程に、粒界にＦｅ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏなどの元素を含有するＭ_２３Ｃ_６型炭化物を析出し、急速に成長し、粗大化し、粒界間の結合を低下させる。
（２）粗大化した粒Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物は短時間内に多量に析出すれば、近傍のマトリックス合金元素の希釈を招き、軟化エリアを形成し、応力の作用により、歪みを優先的にここに凝集する。
（３）インコヒーレント（ｉｎｃｏｈｅｒｅｎｔ、非整合）のＭ_２３Ｃ_６型炭化物は粒界において、更にクリープキャビティの核生成（ｃｒｅｅｐ ｃａｖｉｔｙ ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ）を促進し、粒界の弱化をさらに加速させる。
（４）短時間の溶接後の熱処理過程に、結晶内に析出した炭化物は主にＭ_２３Ｃ_６及びＭ_７Ｃ_３であり、そのサイズはわりに小さく、所定の強化作用を有し、結晶内強度を向上させる。
（５）結晶内強度が高く、粒界が明らかに弱化され、溶接応力及び熱応力の作用により、粗粒部粒界が優先的に変形し、キャビティ（ｃａｖｉｔｙ）を形成し、凝集してクレイズ（ｃｒａｚｅ）を形成し、最終的に拡張して粒界破壊（Ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ ｆｒａｃｔｕｒｅ）を招く。

Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏなどの元素により形成した炭化物は該種類の耐熱鋼再熱割れへの影響が相対的に大きく、逆に、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉなどの元素が再熱割れへの影響がわりに小さい。従って、再熱割れを抑制する観点から言えば、主にＣＧＨＡＺ粒界及び結晶内のＭ_２３Ｃ_６型炭化物の析出を制御することである。炭（Ｃ）はＭ_２３Ｃ_６の形成の必需元素であり、鋼材の含炭量が高ければ高いほど、ＣＧＨＡＺは溶接後の熱処理過程において、より多くの炭（Ｃ）は炭化物を形成する。従って、炭含有量を制限することは、ＣＧＨＡＺ炭化物の析出量を制限することができる。図１はＴｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃソフトウェアで典型的なＴ２３鋼において、Ｍ_２３Ｃ_６及びＭＸ炭化物含有量が炭素含有量に相応の変化を示した（そのうち、合金系の総量は１ｍｏｌ、計算時にＭ_６Ｃ相の形成は抑制され、準安定状態（Ｍｅｔａｓｔａｂｌｅ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）の結果が得られる）。これから分かるように、ＭＸとＭ_２３Ｃ_６相の含有量はＣ含有量の増加と共に直線的に増加した。しかしながら、Ｍ_２３Ｃ_６相の含有量の増幅は明らかにＭＸ相より大きい。Ｃ含有量が０．０２％を増加するごとに、１ｍｏｌの鋼におけるＭ_２３Ｃ_６型炭化物は約０．００３ｍｏｌ増加するのに対して、ＭＸ相は約０．０００２モルだけ増加し、これは前者の１／１０未満である。即ちＣ含有量を低減すれば、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の含有量を大幅に低減することができる。しかし、ＭＸ型炭化物への影響がわりに小さく、ＭＸ相は主な析出強化相であり、高温クリープ強度の維持にとって非常に重要であり、炭素（Ｃ）量を適切に制御することがそれに対する影響は小さく、依然として結晶中のＭＸ相の強化効果を維持でき、高温クリープ強度を確保できる。従って、粒界炭化物の含有量を低減し、ＣＧＨＡＺ溶接後の熱処理過程に粒界弱化を低減する考えから、炭含有量を適切に制限することは好適である。

さらに、粒界炭化物による粒界弱化は、そのサイズと分布に係る。粗炭化物はコヒーレンスを低下させ、しかも、粒界近くのマトリックス合金元素の深刻な希釈を引き起こし、粒界の弱化を激化させる。微細炭化物によるコヒーレンス性低下と元素希釈は比較的に軽い。Ｔ２３鋼は再熱割れに対して感受性が極めて高いのは、そのＣＧＨＡＺは溶接後の熱処理中に、粒界で析出したＭ_２３Ｃ_６型炭化物は凝集粗大化しやすいからである。Ｂ元素は鋼において粒界空孔（ｖａｃａｎｃｙ）に偏析しやすく、不純物元素の偏析を抑制し、粒界の活性化エネルギーを低下させ、粒界を浄化し、粒界を強化し、粒界の可塑性を高める。ＢはまたＭ_２３Ｃ_６相に入ることができ、より安定したＭ_２３（Ｃ、Ｂ）_６相を形成し、粗大化を抑制する。Ｂの添加量は鋼中のＣ含有量に係る。Ｃ含有量が高いほど、Ｍ_２３Ｃ_６相の凝集粗大化を抑制するために、より多くのＢを添加する必要がある。従って、本発明の主な思想は、鋼のＣ含有量及びＢ含有量を制御することである。この設計は、溶接後の熱処理中において、粒界に析出するＭ_２３Ｃ_６型炭化物の数及びサイズを減少させ、粒界塑性を増大させ、粒界強度と結晶内強度との間の差を減少させ、ひいて再熱割れの発生を抑制することができる。次はいくつかの実施例のデータから得られた図５を採用して、Ｃ含有量に対して、鋼中に存在するＢ含有量と、再熱割れ発生との間の関係を示す。図５において、横軸は、本発明又は比較例における鋼のＣ含有量を示し、縦軸は前記鋼におけるＢ含有量を表す。白丸（○）は再熱割れが発生していない鋼を示し、黒丸（●）は再熱割れが発生した鋼を示す。該図から確定できるように、前記Ｃ含有量［％Ｃ］とＢ含有量［％Ｂ］との関係が、以下の式を満たす場合、即ち、［％Ｂ］＞−１．２×［％Ｃ］^２＋０．３０×［％Ｃ］−０．０１・・・・（１）、
再熱割れを防ぐことができる。

表１に示した化学組成を有する鋼を製造する（総量が最大０．０４％であるＳｎ、ＡＳ、Ｓｂ、Ｂｉ及びＰｂなどの不純物を含有する）。電気アーク炉及び二次精錬処理（ｅｘｔｅｒｎａｌ ｒｅｆｉｎｉｎｇ）を採用してかつ真空脱ガス処理を採用し、又はエレクトロスラグ再溶解法を採用してビレットが得られる。熱間鍛造で棒材を製造し、仕様は５５ｍｍ×５５ｍｍ×８００ｍｍである。穿孔と熱間圧延により様々な種類のパイプが製造される。チューブの外径は、３８．１ｍｍから６３．５ｍｍまでの複数のサイズを含む。肉厚は４．５ｍｍから１０ｍｍまでの複数のサイズを含む。

板材とパイプ材に対して焼ならしと焼戻し熱処理を施す。焼ならし温度（ｎｏｒｍａｌｉｚｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）は１０６０℃であり、２時間保温する後に空中冷す（ａｉｒ ｃｏｏｌｉｎｇ）。焼戻し温度は７６０℃であり、１時間保温する後、炉中冷却する（ｆｕｒｎａｃｅ ｃｏｏｌｉｎｇ）。図２に示すように、本発明の鋼のミクロ組織はフルベイナイト系である。

試験片によって試験して、再熱割れ感受性を評価する。本発明は３つの方法を採用して再熱割れ感受性を評価する。即ち水壁（ｗａｔｅｒ ｗａｌｌ）、ヘッダーチューブソケット上のＴ２３管継手の溶接後熱処理試験、インプラント試験（Ｉｍｐｌａｎｔ Ｔｅｓｔ）及び模擬粗粒部短期間高温クリープ破断試験である。

実際の継手溶接熱処理試験のプロセスは下記の通りである。実際の生産条件に基づいて鋼管を溶接し、溶接後、７３０±１０℃、０．５時間の熱処理を行い、残留応力を除去する。熱処理後の継手に対して、磁性粒子及びＸ線で探傷（ｃｒａｃｋ ｄｅｔｅｃｔｉｏｎ）し、継手表面及び内部にひび割れの有無を検出する。

インプラント試験のプロセスは下記の通りである。図３に示したインプラント２及び底板１の試験片を加工し、インプラント２を底板１の中心孔１に取り付け、底板に一つのビードを施す。溶接後のインプラント及び底板を２４時間置いて、冷間割れの影響を排除する。のちに、それをインプラント試験機に取り付け、試験温度に加熱し、１５分間保温し、次いで一定の初期応力をかけた。破裂時間（ｔ_ｆ）で再熱割れ感受性を判断する。ｔ_ｆ＜２４時間ととき感受性が高い；ｔ_ｆ＞２４時間のとき感受性が低い。破裂時間が短ければ短いほど、再熱割れ感受性が高い。

短時間高温クリープ破断試験工程は、図４に示す試験片を加工し、真ん中の１０ｍｍの範囲をゲージ長（Ｇａｕｇｅ Ｌｅｎｇｔｈ）とし、熱シミュレータ上で粗晶部の溶接模擬試験を完了する。溶接シミュレーションの熱サイクル曲線が図３に示したように、シミュレート溶接のプロセスは、ＴＩＧ溶接、１００℃で予熱、入熱は２５ｋＪ／ｃｍ。冷却後、試験片を温度５００〜７５０℃に加熱し、５秒間の保温後、破断するまで０．５ｍｍ／ｍｉｎという一定のひずみ速度で引き伸ばして、破断後の断面収縮率を測定した。破断試験片の断面収縮率（Ｚ）の大きさに基づいて、普通、下記の基準に従って材料の再熱割れ感受性の大きさを判断する。

１）感受性が極めて高い：Ｚ＜５％
２）感受性が高い：５％＜Ｚ＜１０％
３）わずかな感受性を有する：１０％＜Ｚ＜２０％
４）感受性が低い：Ｚ＞２０％

本発明において、全ての試験温度おいて、Ｚが２０％以上であれば割れるが、ほかの場合は割れである。表１（表１−１、表１−２）は実施例の鋼の化学成分（重量％）である。

用意した鋼では、１〜１３＃は比較例であり、その成分は殆どＴ２３の規定範囲に入る。Ｂ及びＣ含有量は［％Ｂ］＞［％Ｂ］＞−１．２×［％Ｃ］^２＋０．３０×［％Ｃ］−０．０１の関係を満足していない。図２から分かるように、１〜３＃はパイプ継手溶接後の熱処理に割れてしまう。４−６＃はインプラント試験によって評価すると、広い熱処理温度範囲内で再熱割れ感受性が高い。７−９＃はインプラント試験及び模擬粗粒部短期間クリープ破断試験によって評価する。広い熱処理温度範囲内で再熱割れ感受性が高い。１０＃はパイプ継手溶接後の熱処理で割れてしまい、かつ模擬粗粒部短期間クリープ破断試験によって評価すると、５５０〜７５０℃で再熱割れ感受性が高い。１１〜１３＃は模擬粗粒部短期間クリープ破断試験によって評価すると、所定の熱処理温度範囲で、いずれも再熱割れ感受性が高い。上記３種の試験法でこれらの鋼が高い再熱割れ感受性の傾向を有すると評価する。溶接後の熱処理又は使用過程で粗粒部に再熱割れが発生しやすく、耐再熱割れ性能に劣る。

１４〜３２＃は、本発明に基づいて設計された鋼であり、その組成は［％Ｂ］＞−１．２×［％Ｃ］^２＋０．３０×［％Ｃ］−０．０１の関係を満足している。１４〜１６＃は実際の継手溶接後の熱処理試験過程において割れが生じなかった。非破壊検査により、継手の表面層及び内部にも割れが見つからない。１７〜１８＃は実際の継手が溶接後の熱処理試験中に割れておらず、非破壊検査で判明したように、継手の表面層及び内部に割れは生じなかった。インプラント試験を採用して評価すると、広い熱処理温度範囲（５００〜７５０℃）内で再熱割れに対する感受性が低い。１９−２０＃はンプラント試験を採用して評価すると、５００〜７５０℃の温度範囲内で再熱割れに対する感受性が低い。２１−３２＃は模擬粗粒部短期間クリープ破断試験を採用して評価すると、５００〜７５０℃の温度範囲内で再熱割れに感受性が低い。これは、成分が本発明の鋼が粗粒部の再熱割れ感受性が低く、溶接後の熱処理又は使用過程で、粗粒部の再熱割れは発生せず、耐再熱割れ性に優れていることを表す。

試験材料は棒材とさまざまなパイプ材で構成されている。
鋼の組成が［％Ｂ］＞−１．２×［％Ｃ］^２＋０．３０×［％Ｃ］−０．０１の関係を満たす限り、耐再熱割れ性に優れる。満足しない場合、耐再熱割れ性に劣る。本発明は、材料成形方法に影響されていないことが明白である。表２は鋼の再熱割れ評価試験結果である。

本発明の保護範囲は上記実施形態に限定されず、本発明の範囲及び精神から逸脱しない限り、当業者は本発明に対する様々な修正及び変形を行うことができる。そのような修正及び変形が本発明の特許請求の範囲内及びその同等の技術の範囲内に入る限り、本発明の意図もそのような修正及び変形に含まれている。

Claims (10)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０４〜０．１１％、
   Ｓｉ：０．５０％以下、
   Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、
   Ｐ：０．０３％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ｎｉ：０．４０％以下、
   Ｃｒ：１．９０〜２．６０％、
   Ｖ：０．２０〜０．３０％、
   Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、
   Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、
   Ｗ：１．４５〜１．７５％、
   Ｔｉ：０．０１〜０．０６％、
   Ｂ：０．００１〜０．０１２％、
   Ａｌ：０．０３％以下、
   Ｎ：０．０１％以下を含み、
   Ｃ含有量とＢ含有量が下記の（１）式を満足し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼。
   ［％Ｂ］＞−１．２×［％Ｃ］^２＋０．３０×［％Ｃ］−０．０１・・・・（１）
2. さらに、前記耐熱鋼におけるＣ含有量は０．０４〜０．０８％であることを特徴とする前記請求項１に記載の耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼。
3. さらに、前記耐熱鋼におけるＢ含有量は０．００４〜０．０１％であることを特徴とする前記請求項１に記載の耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼。
4. さらに、前記耐熱鋼におけるＢ含有量は０．００６〜０．０１％であることを特徴とする前記請求項１に記載の耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼。
5. さらに、前記耐熱鋼におけるＣ含有量とＢ含有量が下記の（２）式を満足することを特徴とする前記請求項１に記載の耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼。
   ［％Ｂ］＞−１．４×［％Ｃ］^２＋０．３５×［％Ｃ］−０．０１１５・・・・（２）
6. さらに、前記耐熱鋼にＢ含有量は０．００４〜０．０１％はであることを特徴とする前記請求項２に記載の耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼。
7. さらに、前記耐熱鋼におけるＢ含有量は０．００４〜０．００８％はであることを特徴とする前記請求項２に記載の耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼。
8. さらに、前記耐熱鋼におけるＣ含有量は０．０４〜０．０８％であり、Ｃ含有量とＢ含有量が下記の（２）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする前記請求項１に記載の耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼。
   ［％Ｂ］＞−１．４×［％Ｃ］^２＋０．３５×［％Ｃ］−０．０１１５・・・・（２）
9. さらに、前記耐熱鋼におけるＢ含有量は０．００４〜０．０１％であることを特徴とする前記請求項８に記載の耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼。
10. さらに、前記耐熱鋼におけるＢ含有量は０．００６〜０．０１％であることを特徴とする前記請求項８に記載の耐再熱割れ性Ｗ含有高強度低合金耐熱鋼。