JP6323634B1 - フェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法及びフェライト系耐熱鋼溶接構造体 - Google Patents

Abstract

高濃度のＢを添加することなくＴｙｐｅ ＩＶ損傷を防止でき、かつ現地施工性に優れたフェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法を提供する。Ｃｒ：８．０〜１２．０％、Ｂ：０．００５％未満等を含む母材を準備する工程と、母材に開先を形成する工程と、開先の表面と、開先の表面から３０〜１００ｍｍの溶接前熱処理深さだけ離れた位置との間の領域を、１０５０〜１２００℃の温度に加熱し、当該温度に２〜３０分保持する溶接前熱処理工程と、開先を溶接して溶接金属を形成する溶接工程と、開先の表面と、開先の表面から溶接前熱処理深さ以上１００ｍｍ以下の距離だけ離れた位置との間の領域を、７２０〜７８０℃の温度に加熱し、当該温度に３０分以上かつ式（１）を満たす時間保持する溶接後熱処理工程とを備える。（Ｌｏｇ（ｔ）＋１２）・（Ｔ＋２７３）＜１３８１０ （１）

Description

本発明は、フェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法及びフェライト系耐熱鋼溶接構造体に関する。特に、溶接によって結合する部位を有する構造体であって、高温で長期にわたって応力が付加される構造体、例えば、発電プラント、化学プラントなどに用いられるフェライト系耐熱鋼溶接構造体及びその製造方法に関する。

エネルギー資源の需要が増大の一途を辿り、すべての産業に不可欠なエネルギーである電力又は燃料を創出ないしは精製する様々な技術の開発が必要とされている。特に、資源に乏しい国である日本では、当該技術の早期完成が強く望まれている。しかしながら、再生可能エネルギーを商用ベースで大量かつ安定に供給することは困難であり、その一般的な普及にはコスト低減技術又はエネルギー貯蔵技術が伴わなければならない。そのため、現状のエネルギー転換技術、特に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に大部分を頼らざるを得ない。一方でこうした従来の発電技術の課題は、資源寿命は元より、環境負荷が大きいことであり、特にＣＯ_２排出抑制の問題を同時に解決する必要があって、喫緊の課題である。さらに、車両の動力源となる化石燃料中に含まれる有害物質、特にＳＯ_ｘに代表される硫黄酸化物の低減は、今後ますます規制の強化が進むと見られており、その解決手段である石油精製用リアクターには、従来にない高温高圧操業が望まれる状況にある。

現状、例えば火力発電の効率は約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、さらなる高効率化が求められている。発電プラントに限らず、エネルギー転換の際の熱効率は温度と圧力でほぼ決定し、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、最高で６２０℃であるが、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。すなわち、高温高圧におけるエネルギー転換技術としての発電プラントの効率改善が、直ちに効果を発揮し、前述の環境・資源問題を同時に解決できる有用な技術となり得る。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。

また、石油精製用リアクターでは、要求が厳しくなる高温耐食性の向上と、圧力容器であるが故に求められる高温強度の獲得が材料にとっての将来課題として提示されるに至っている。このような背景の中、特に高温で使用される耐熱鋼の高性能化に大きな関心が高まってきている。

耐熱鋼に要求される性能のうち、クリープ特性は特に重要であり、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。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ある。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、高価なＮｉ等の合金含有量が、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、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、その分高温における物質の拡散が早い。そのため長時間耐久性の観点からは、オーステナイト系耐熱鋼に比較して劣位にあることは物理化学的な事象として避けがたい。したがって、クリープ破断強度が高いフェライト系耐熱鋼の高強度化に対する期待は常に高く、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を長時間高温で使用するにあたっての課題は前記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ことに加えて、溶接継手の溶接熱影響部で見られる局所的なクリープ強度低下部位の生成が極めて避けがたいことにある。

フェライト系耐熱鋼は、出発組織に低温変態組織（主にベイナイト又はマルテンサイト）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「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」、「細粒ＨＡＺ」、「二相域ＨＡＺ」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したがって示す。図１に示すように、溶接金属１と母材５との間にＨＡＺ６が形成され、このＨＡＺ６は、溶接金属１側より順に、粗粒ＨＡＺ２、細粒ＨＡＺ３、二相域ＨＡＺ４の順で構成される。

ＨＡＺの各部位の内、「細粒ＨＡＺ」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」と称する。当該Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷はフェライト系耐熱鋼からなる溶接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、溶接継手のみが選択的に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こと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「溶接継手クリープ強度低減係数」といわれる、クリープ強度の安全係数が世界各国の規格に提案される状況にまでなっている。

このＴｙｐｅ ＩＶ損傷は、実用化されているすべ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きた。

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Ｍ_２３Ｃ_６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。このことが、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る。未固溶のまま残留した炭化物は、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と、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こと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ことが理解できる。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、特に高温で長時間使用することを前提に設計されている高Ｃｒ鋼では顕著である。低温での使用を主な目的とした低Ｃｒ耐熱鋼（１％以下のＣｒを含有する鋼種）でも生じる現象ではあるが、高温で使用しない限りは問題にはならない。ただし、その適用温度が５００℃以上の高温となる条件を具備する火力発電プラントでは当然、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷は不可避の課題として残されていることになる。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いって良いこと、炭素を窒素に置き換えた場合でも全く同様の現象が生じ得ることから、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いえる。

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ＨＡＺにおける強度の軟化」と説明された時期があり、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する考え方もあった。しかし、「細粒ＨＡＺ」は、「二相域ＨＡＺ」や「二相域ＨＡＺ」近傍母材よりも室温や高温の強度（クリープ強度ではなく、短時間の引張り試験結果）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主に析出物であるとの理解が一般的となっている現在では、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の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できていない。

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ないことが知られている。したがって「細粒ＨＡＺ」を生成しないＨＡＺの創出、又は「細粒ＨＡＺ」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、及び特開２００８−２９１３６３号公報には、こうした細粒ＨＡＺ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。これらの文献には、この熱処理によって、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ことができると記載されている。

当該技術は、溶接前の短時間焼準し処理によって、通常は消失させる組織である残留γをマルテンサイトラス又はベイナイト粒界に敢えて残存させ、溶接時の再加熱においてこれらの成長及び合体を促し、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、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、現地施工の観点から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」と称する）」を活用する技術として残留γの成長及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開２００９−２９３０６３号公報及び特開２０１０−００７０９４号公報に開示されている。

これらは、１００ｐｐｍ以上の高濃度の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ことによる効果を狙ったものである。母材の旧γ粒を高温で再現する点は前記した特開２００８−２１４７５３号公報等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いる。

しかし、特開２００９−２９３０６３号公報及び特開２０１０−００７０９４号公報に記載のような高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」が十分には回避できていない。特開２００９−２９３０６３号公報及び特開２０１０−００７０９４号公報に記載の技術は、結晶組織こそ母材同等であり、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。そのため、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と比較すると、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷の発生は軽減（遅延）される効果は認められる。すなわち、析出物の粗大化は完全には防止できないものの、粒界上の析出物による一定の組織安定化は図られる。そのため、高Ｂ含有鋼の場合はＴｙｐｅ ＩＶ損傷発生は遅延し、その強度低下は例えば１０万時間といった限定された長時間使用では効果があり、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷そのものは軽減されているということができる。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できない。このことは、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、前記粒界上の析出物による組織の安定化は近年提唱されてきた新しい強化仮説であって、従来は強化には有効ではないと考えられてきた。大角粒界上の粗大析出物でも、長時間経過後に大角粒界が移動しうるクリープ変形においては、粒界移動後に残置される列状の粗大炭化物が転位の移動障壁となり得ることから、特に１０万時間を超える極長時間クリープ変形においては強化を担うとの考え方である。Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷は、この列状に並ぶことによって粒子間距離を狭くしている粗大析出物列の強化効果を完全に消失させるものである。したがって長時間ほどＴｙｐｅ ＩＶ損傷による強度低下が顕著になる理由を説明できる一つの考え方である。

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）によって母材と同等な組織とする技術が特開２００１−００３１２０号公報に記載されている。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ある。しかし、特開２００８−２１４７５３号公報等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。さらに溶接金属は本来、溶接した鋳造組織をそのまま焼戻し温度よりも低温の溶接後熱処理を施した場合にクリープ強度が最も高く発揮できるように合金組成を決定してあり、母材同等の焼準し−焼戻しのような調質工程で強度が発揮できるようには設計されていないことが通常である。すなわち、溶接金属まで含めて再度母材に施す熱処理を再度付加することは、溶接継手のクリープ特性にとって好ましくない。そのため、結果的に継手はＴｙｐｅ ＩＶ損傷とは異なる、「溶接金属のクリープ強度低下」によって溶接金属から破断することとなり、結局溶接継手のクリープ強度は発揮できない。すなわち、特開２００１−００３１２０号公報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いわざるを得ない。

特開２０１６−１４１７８号公報及び特開２０１６−１３０３３９号公報には、Ｂをそれぞれ１００ｐｐｍ及び８０ｐｐｍ以上含有する鋼において、局部熱処理によってＴｙｐｅ ＩＶ損傷を防止する技術が開示されている。これらの技術は、Ｂ添加鋼で顕著なラス境界に存在する残留γを利用した組織メモリー効果を用いるのであるが、逆に母材あるいは溶接前熱処理を施した部位には残留γが少ないとはいえ残留する可能性があって、靭性が低下しやすい傾向にある。

以上のとおり、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る。またこれまでに、経済性や現地施工性まで考慮したＴｙｐｅ ＩＶ損傷の防止技術は、Ｂが５０ｐｐｍ以下のみ含有するフェライト系耐熱鋼には提案されていなかった。

本発明の目的は、高濃度のＢを添加することなくＴｙｐｅ ＩＶ損傷を防止でき、かつ現地施工性に優れたフェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法を提供すること、及びＴｙｐｅ ＩＶ損傷のないフェライト系耐熱鋼溶接構造体を提供することである。

本発明の一実施形態によるフェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法は、母材、溶接熱影響部、及び溶接金属を含むフェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法であって、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．４５％、Ｍｎ：０．４０〜０．８０％、Ｃｒ：８．０〜１２．０％、Ｎ：０．００３〜０．０８０％、Ｍｏ：０．３０〜１．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｗ：０〜２．０％、Ｒｅ：０〜３．５％、Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．１５％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、Ｙ：０〜０．０５００％、Ｃｅ：０〜０．０５００％、及びＬａ：０〜０．０５００％、を含有し、Ｎｉ：０．２０％未満、Ｃｕ：０．２０％未満、Ｂ：０．００５％未満、Ａｌ：０．０２５％未満、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０１０％未満、及びＯ：０．０１０％未満、に制限し、残部はＦｅ及び不純物である前記母材を準備する工程と、前記母材に開先を形成する工程と、前記開先の表面と、前記開先の表面から３０〜１００ｍｍの溶接前熱処理深さだけ離れた位置との間の領域を、１０５０〜１２００℃の温度に加熱し、当該温度に２〜３０分保持する溶接前熱処理工程と、前記溶接前熱処理工程後、前記開先を溶接して前記溶接金属を形成する溶接工程と、前記溶接工程後、前記開先の表面と、前記開先の表面から前記溶接前熱処理深さ以上１００ｍｍ以下の距離だけ離れた位置との間の領域を、７２０〜７８０℃の温度に加熱し、当該温度に３０分以上かつ式（１）を満たす時間保持する溶接後熱処理工程とを備える。
（Ｌｏｇ（ｔ）＋１２）・（Ｔ＋２７３）＜１３８１０ （１）
ここで、ｔは保持時間であり、Ｔは温度である。ｔの単位は時間であり、Ｔの単位は℃である。Ｌｏｇは常用対数である。

本発明の一実施形態によるフェライト系耐熱鋼溶接構造体は、母材、溶接熱影響部、及び溶接金属を含むフェライト系耐熱鋼溶接構造体であって、前記母材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．４５％、Ｍｎ：０．４０〜０．８０％、Ｃｒ：８．０〜１２．０％、Ｎ：０．００３〜０．０８０％、Ｍｏ：０．３０〜１．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｗ：０〜２．０％、Ｒｅ：０〜３．５％、Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．１５％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、Ｙ：０〜０．０５００％、Ｃｅ：０〜０．０５００％、及びＬａ：０〜０．０５００％、を含有し、Ｎｉ：０．２０％未満、Ｃｕ：０．２０％未満、Ｂ：０．００５％未満、Ａｌ：０．０２５％未満、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０１０％未満、及びＯ：０．０１０％未満、に制限し、残部はＦｅ及び不純物であり、前記溶接熱影響部の大角粒界上に析出するＭ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径が３００ｎｍ以下であり、前記大角粒界上の前記Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒子表面間距離が２００ｎｍ以下であり、前記大角粒界の前記Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物による被覆率が４０％以上である。ただし、前記Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物のＭは、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ及びＷの１種又は２種以上が合計で７０原子％以上である。

本発明によれば、高濃度のＢを添加することなくＴｙｐｅ ＩＶ損傷を防止でき、かつ現地施工性に優れたフェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法、及びＴｙｐｅ ＩＶ損傷のないフェライト系耐熱鋼溶接構造体が得られる。

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概念及び測定方法を説明するための、大角粒界被覆状態の模式図である。 図３は、溶接前熱処理の条件と炭化物の存在形態の関係を示すグラフである。 図４は、溶接継手の溶接前突き合わせ状況と各部名称、及び溶接前熱処理付与範囲を示す図である。 図５は、本発明の対象鋼の旧γ粒粗大化傾向と保持温度、時間の関係を示すグラフである。 図６は、本発明の対象鋼の旧γ粒径とＣｈａｒｐｙ衝撃吸収エネルギーの関係を示す図である。 図７は、溶接後熱処理条件を示すグラフである。 図８は、溶接後熱処理時間と６００℃、１０万時間推定クリープ破断強度の関係を示す図である。 図９は、溶接継手靱性と溶接後熱処理の保持時間との関係を示すグラフである。 図１０は、溶接熱処理温度とＭ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径との関係を示すグラフである。 図１１は、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径と６００℃推定クリープ破断強度との関係を示すグラフである。 図１２は、溶接後熱処理温度と大角粒界上のＭ_２３Ｃ_６型炭化物被覆率との関係を示すグラフである。 図１３は、大角粒界上のＭ_２３Ｃ_６型炭化物による被覆率と６００℃、１０万時間推定クリープ破断強度との関係を示すグラフである。 図１４は、３０ｍｍ厚み温度伝播状況測定用鋼板試験片の模式図（３面図）である。 図１５は、溶接開先面を１０５０℃に加熱した際の、深さ方向３０ｍｍ位置の温度と経過時間の関係を示すグラフである。 図１６は、溶接開先面を１０５０℃に加熱した際の、深さ方向の温度分布の時間変化を示すグラフである。 図１７は、ラス構造を有する組織の電子顕微鏡像である。 図１８は、ラス構造が消失した組織の電子顕微鏡像である。

本発明の課題は既に記載したごとく、所定の主要化学成分及び規制値を満たす鋼材の溶接継手のＨＡＺにおいて、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷が生起することなく、溶接継手と母材のクリープ強度に実質的な差がない溶接構造体を提供することである。対象とする鋼材のＣｒ含有量は８．０％以上とする。耐食性の観点から適用温度範囲を５００℃以上、１０万時間のクリープ破断強度を温度の関数として考慮し、その代表値として６００℃の破断強度が７５ＭＰａ以上であることを目標とする。同時に開先の加工性、溶接の施工性を考慮して溶接割れが生じがたい靱性の目安として０℃におけるＣｈａｒｐｙ衝撃靭性値が２７Ｊ以上であることを目標とする。

本発明の目的は、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。

本発明のフェライト系耐熱鋼溶接構造体とは、母材、ＨＡＺ、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１００ｍｍ以上のもの、板状である場合は、長さ又は幅が１００ｍｍ以上であるものに好適である。また、本発明は高温の圧力容器等を好適な対象とすることから、その板厚（鋼管の場合は肉厚）は４ｍｍ以上が好ましい。

以下に本発明の根幹をなす技術について、実験結果とともに説明する。

下記に示す実験結果は、以下のごとく作製した試験片と各種実験を用いて得られたものである。

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１１８０℃に再加熱した後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時間焼戻した。この段階でラスマルテンサイト構造を有すること、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物を主体とする炭化物が主に析出していることを、光学顕微鏡、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）、走査型電子顕微鏡(ＳＥＭ）、電解抽出残渣定量分析法にて確認した。析出物の種類はＴＥＭに付属したエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）、及び電解抽出残渣のＸ線回折による反射ピークのエネルギー値により照合した（定性分析）。

ここで、「Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物」におけるＭは、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、あるいはＷを合計して７０原子％以上であるものである。

なお、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物による粒界被覆率は、倍率１万倍のＳＥＭ観察像と薄膜のＴＥＭ観察像によって、大角粒界上の析出物の長さ占有率によって決定した。また、粒界の性格（隣接結晶方位との法線方位の角度差）は電子線後方散乱解析装置（ＥＢＳＤ）により測定し、隣接結晶粒とのなす角が１５°以上の場合に「大角粒界」であると判断した。ここで大角粒界とはマルテンサイト又はベイナイトの結晶学的呼称である「旧γ粒界」、「パケット粒界」、あるいは「ブロック粒界の大部分」を意味し、析出物の析出核として有効な結晶粒界である。この大角粒界上の析出物の占有率は、２次元観察結果が、３次元の粒界（境界）面上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。この値は計算解析によって求まる簡易な式で３次元の値に変換できるが、学術的に正確な値を求める必要はないと判断し、観察結果をそのまま使用することによる利便性を優先した。

図２は、ＨＡＺ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９（図中には２本存在する。）を含む組織の炭化物による粒界被覆の概念図である。なお、図２中のＬ_１〜Ｌ_１０は、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の粒界上の占有長さ７を個々別々に示し、Ｌａ及びＬｂは、それぞれ大角粒界長さ８を示す。

「粒界被覆率」は、図２中に示すように、大角粒界９上の析出物長さの総和（図２では、Ｌ_１〜Ｌ_１０までの総和）を大角粒界長さの総和（Ｌａ＋Ｌｂ）で除した値であり、完全に被覆されている場合は１００％となり、全く被覆されていない場合を０％と判断するパラメータである。このとき、粒界上を炭化物が被覆している長さが占有長さであり、析出物のサイズや、粒界上の楕円形析出物の長径そのものでは必ずしもない。

「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ＥＤＸ又は同じく１万倍のＴＥＭ解析における透過電子線回折パターン解析によってＭ_２３Ｃ_６型炭化物と同定する。ＥＤＸの反射電子像を用いて測定することも迅速性を高めるには有効である。続いて当該粒子が大角粒界を被覆する長さを電子顕微鏡視野内で測定する。同測定は少なくとも１試料あたり５視野、１鋼材あたり５個以上の試験片を採取して行い、合計２５視野以上のその場観察、又は電子顕微鏡写真の解析によって求めることができる。実際の算出は、（粒子による大角粒界占有長さの総和）／（大角粒界長さの和）によって実施する。

また、前記大角粒界上の析出物の平均粒子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被覆率を１から差し引いたものに大角粒界長さをかけ、これをさらに析出物の数で除したものとして、図２の要領で同様に求めることができる。

ただし、この間隔は正確な値ではなく、析出物が粒界面上で正方形分布をとっていると仮定した場合に、下記式（２）によって近似したものである。これは、正楕円体のどの位置を切断した面を電子顕微鏡で観察しているかによって粒子サイズの実際の平均値が実測データと異なる（析出物密度が低い場合に特に顕著である。）ことを補正するもので、計算解析による近似式であり、分布の仮定によっていくつかの種類がある。本発明では最もクリープ強度との相関が明確に把握できた、「粒界面上の正方形分布」を仮定したモデルを用いた。これは、実験的に整合させる補正を加えた本発明独自の実験式でもある。

λａｖｅ＝１．３［ｌｓ］ａｖｅ−［ｄｓ］ａｖｅ （２）

ここで、［ｌｓ］ａｖｅは平均粒子中心間距離（ｎｍ）、［ｄｓ］ａｖｅは粒子の平均直径（ｎｍ）（ただし、粒界を占有している部分のサイズの粒子と見なした仮想的な平均直径）である。λａｖｅが平均粒子表面間距離（ｎｍ）となる。なお、平均粒子中心間距離は、粒界上の析出物個数を計測し、これを粒界長さで除して求めることが可能である。

溶接継手の作製に関しては、準備した前記３０ｍｍ厚みの鋼板試験片の幅を２００ｍｍとし、同鋼板試験片の幅方向の一方に、開先角度は片側２２．５°、開先対として４５°のＶ開先を形成する溶接開先を機械加工して試験片を作製した。この試験片を２個突き合わせて溶接した。突き合わせのルートは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の溶接継手を複数準備して、その継手特性を評価し、またＨＡＺの組織を観察・解析した。クリープ試験は平行部直径６ｍｍ、平行部長さ３０ｍｍ、全長７０〜８６ｍｍのクリープ試験片にて評価した。試験片は、評点間距離内のほぼ中央にＨＡＺが位置するように溶接継手試験体から溶接線と垂直かつ板厚方向と垂直な方向から加工して採取した。なお、溶接金属には市販のＮｉ基合金である表２に記載のＡｌｌｏｙ ６２５系Ｎｉ基合金を適用し、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実施できるように工夫した。

（溶接前熱処理）
上述のとおり、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷は、溶接の熱伝達によってＡｃ_３点直上に短時間加熱された炭化物が炭化物の周囲のみ部分的に固溶するとともに、微細（粒子径サイズが実質的に１００ｎｍ以下）な炭化物の完全固溶によって母材中に炭素が供給され、その後の溶接後熱処理によって、残留した未固溶炭化物上に、これらの炭素と、炭化物鋼製遷移元素が再析出して炭化物が粗大化することによって生じる。本発明は、これを防止する目的で、溶接前に、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷防止のための熱処理を実施する。具体的には、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、Ａｃ_３点以上の温度に加熱して、当該温度に２分以上保持して完全に再固溶しておき、未固溶炭化物を通じた炭化物の溶接熱影響による粗大化自体を抑制する。

この溶接前の熱処理は、開先を１０５０〜１２００℃の温度に加熱して、溶接施工後にＨＡＺとなる部位が、板厚位置によらず２分以上、目的とする温度となるように保持することが特徴である。保持時間は加熱を外面から実施する場合は本来板厚との関数になるが、溶接部は必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）においてＨＡＺ外縁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２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。

以降、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Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物を認めた例、「○」は炭化物すべてが固溶し全く観察されなかった例である。少しでも未固溶炭化物が残留してしまえば、その分だけ溶接熱影響部のクリープ強度は低下してしまうため、図中の○の結果のみを含む範囲が好ましい。

図３から、保持時間が２分未満の場合は、加熱温度によらず未固溶炭化物が組織中に部分的に又はすべてに残留し、後の溶接後熱処理で粗大化する可能性が示唆された。一方、１０５０〜１２００℃の温度に再加熱した場合は、保持時間が２分以上であれば加熱温度によらず常に未固溶炭化物は一切残留せず、完全に固溶していた。

一方、加熱温度が１０５０℃未満の場合、未固溶炭化物が組織中に部分的に又はすべてに残留した。表１の鋼はＨＡＺのような急速加熱（５０℃／秒以上）の場合に見られる変態点の上昇のために、Ａｃ_３点は最高で１０００℃に達する場合がある。このことは、熱膨張率測定試験装置を用いて急速加熱を再現し、別途熱サイクル再現試験で確認した。このため、１０００℃以下の加熱では実質的に二相域加熱状態となり、変態点を超えない部位では炭化物形態は室温と比較して若干粗大化はするものの分解固溶がない。一方、γ相に部分的に変態した領域では、当該温度がＡｃ_３点を僅かに超える程度の温度となり、炭化物は未固溶で残留すると考えられる。すなわち、このように部分的にγ相に高温で変態するような急速加熱の場合は、１０５０℃以上に加熱しないと、いずれかの組織は不完全固溶（未固溶）炭化物を残す結果となり、これら不完全固溶炭化物は後の溶接後熱処理で容易に粗大化する。

したがって、本発明でＴｙｐｅ ＩＶ損傷を完全防止するために必要な溶接前熱処理の温度は１０５０℃以上であり、その保持時間は２分以上であることが分かる。なお、１２００℃以上の温度で溶接前熱処理を施すと、たとえ短時間であってもα→γ変態後のγ粒径が粗大となって鋼材の靱性が低下することがあることから、最高加熱温度を１２００℃にしている。

本発明では、上記の溶接前熱処理を開先の近傍にだけ施す。具体的には、開先の表面（以下「開先面」という。）と、開先面から所定の深さ（以下「溶接前熱処理深さ」という。）だけ離れた位置との間の領域が、１０５０〜１２００℃になるようにする。

溶接前熱処理深さを決定するにあたっては、溶接による母材の溶かし込みと、溶接入熱に依存して広がるＨＡＺの幅を考慮する必要がある。図４は鋼板どうしをＶ開先として突き合わせた状態の溶接開先を示す模式図であり、同時に、溶接前熱処理を施す開先面１０から鋼板の深さ方向の長さを、溶接部断面の模式図で示したものである。Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷はＨＡＺの外縁部分に生成する。したがって、ＨＡＺ外縁が位置すると想定される部位よりも深い位置まで溶接前熱処理として適切な１０５０℃以上に２分以上保持しておく必要がある。

ここで注意すべきは、溶接では必ず母材を溶かし込む部分があることである。元々の開先面は母材側へと後退して、溶接金属（溶融状態から凝固した溶接金属又は溶接金属と母材の混合体）とＨＡＺとを分けるＦｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅを形成する。当該境界線はボンドとも呼ばれ、このボンドから母材内部に向かってＨＡＺが生成する。本発明が対象とする高温用圧力容器や発電用配管設備は、強度が高く、したがって継手部位に残る残留応力も高いため、溶接割れや溶接後熱処理時の再熱割れなどが懸念されることから、比較的小入熱の溶接が採用されることがほとんどである。この場合には母材の変態点が元々炭素鋼と比較して高いこともあり、ＨＡＺの幅はあまり広くない。板厚５０ｍｍ程度の場合ＨＡＺの幅は５ｍｍ以下であり、１００ｍｍ超の極厚材でもＨＡＺの幅が１０ｍｍを超えるような大入熱溶接は通常適用しない。実質的な溶接入熱は５ｋＪ／ｍｍであり、これ以上の大入熱溶接は適用しない。この場合の最大のＨＡＺ幅は５ｍｍであることを、１０体の溶接継手の試作試験にて確認した。すなわち、少なくとも５ｍｍの深さまで１０５０℃以上に溶接前熱処理で必要時間だけ保持しておけばＴｙｐｅ ＩＶ損傷が防止できることになる。

一方で、前述の母材の溶接金属による溶かし込み量は、前記溶接継手試作試験にて測定した結果、同様に最大で５ｍｍまでであることが分かった。この溶かし込み量は鋼材種類によって変化し、本結果値は本発明の対象鋼種に特有である。

以上のことから、開先面から合計で１０ｍｍまでの深さに溶接前熱処理を１０５０〜１２００℃で２分以上実施すれば良いことになる。

ところが、さらに注意が必要な点として、溶接最終パス、すなわち鋼材表面に溶接パスが達した後に、溶接金属止端部の形状不良解消のために当該部位に浅く溶接金属を配置する、いわゆる「化粧盛り」がされる場合がある。化粧盛りは、断面形状から「アンブレラ」とも呼ばれる。アンブレラは例えば、溶接金属の母材溶かし込みで生成するボンド位置の融合不良若しくは溶接金属供給不足による僅かな溝、又は盛り上げた溶接金属と母材表面との境界に、応力が集中して破壊の起点となることを回避するために配置される。特にマルテンサイト組織を主体とする本発明の対象鋼種では大きなアンブレラを形成して応力集中を避けることが一般的である。表層部の溶接金属幅はこのような欠陥防止又は応力集中防止のための溶接最終パスまでを考慮すると、溶接前の開先面と鋼材表層面の接線から３０ｍｍまでＨＡＺが及ぶ場合がある。

これらをすべて考慮すると、溶接前熱処理深さは３０ｍｍ以上である必要がある。このような深い熱処理を実施するには、特に外表面からの加熱を実施する場合、以下のような工夫が必要である。例えば高周波誘導加熱によってこれを実現する場合には、誘導電流の浸透深さを深くするために周波数を３ｋＨｚ以下、可能な限り小さくすることが有効である。直接通電加熱の場合には、通電加熱のための電極接触位置を実験的に最適化することが有効である。炉加熱の場合には、炉の容積を大きくして開先のあらゆる方向から加熱して３０ｍｍ深さ位置の温度上昇のためのエネルギー密度を上げることが有効である。いずれの方法においても溶接前熱処理深さを３０ｍｍとする手法を適宜決定して適用すれば良い。

すなわち、開先面から、常に３０ｍｍ以上の位置となる境界線１３及び１４の位置までを１０５０〜１２００℃に２分以上保持することが必要条件となるのである。

ただし、溶接面が垂直である開先は希であり、実質的にはＶ開先、Ｘ開先、Ｋ開先などが用いられる。そのため、ＨＡＺが必ず溶接前熱処理された領域によって覆われるようにするためには、最も開先位置が開先中心から離れる可能性のある母材表層（表裏とも）から３０ｍｍの深さ位置１３^＊と１４^＊の線の部位までを溶接前熱処理しておくことが好ましい。このようにすれば、板厚中心部において溶接パス、ガウジング等によって深溶け込み部位が発生したとしても、万全なＴｙｐｅ ＩＶ損傷防止処理が可能である。少なくとも１３^＊と１４^＊で挟まれる領域すべてを２分以上、１０５０〜１２００℃に保持することが好ましい。

すなわち、開先の表面と、開先の表面のうち開先の先端から最も遠い位置からさらに溶接前熱処理深さだけ離れた位置との間の領域を、１０５０〜１２００℃の温度に２分以上保持することが好ましい。

一方、該温度では鋼材はγ相となるため、一定時間以上保持するとγ粒径の粗大化が生じる。粒径の粗大化は焼入れ性を向上させて、クリープ強度を高めることから高温特性については問題がない。しかし、これを実際に施工した結果、３０分超の加熱では結晶粒径が約２００μｍを超えて粗大化し、継手の靭性が低下することが実験の結果明らかとなった。

図５は１０５０〜１２００℃に本発明鋼を加熱して保持した際の、保持時間と旧γ粒径の関係を示す図である。３０分までの粒成長速度は大きな差が見られない。しかし、保持時間が３０分を超える場合は、明らかに旧γ粒径が２００μｍ以上となることが分かる。これは該温度域において粒成長を妨げる働きを有する高温安定粒子、例えばＮｂＣ、ＴｉＮ、Ａｌ_２Ｏ_３等の析出物粒子が一定の密度で存在し、そのピン止め効果が有効に作用している時間範囲では粒子間隔で粒径がほぼ決まり、熱活性化過程が活発となってこのピン止め効果が外れ始める時間が３０分であると考えることで説明可能な現象である。

図６は、同じく本発明鋼の旧γ粒径と２ｍｍＶノッチＣｈａｒｐｙ衝撃試験結果の関係を示す図である。旧γ粒径が２００μｍ以上では、一般に圧力容器の加工あるいは溶接に必要とされている、０℃のＣｈａｒｐｙ衝撃吸収エネルギー値２７Ｊを下回ることが分かる。すなわち、図５と図６から、本発明が目標とする靭性を継手においても得るためには、溶接前熱処理の保持時間は３０分以下でなければならないことが分かる。

なお、本発明では溶接前熱処理深さの最大値を１００ｍｍとする。この理由は、後記「部分的な溶接前熱処理の特徴」で詳述する。

以上のとおり、本発明の溶接前熱処理は、開先の表面と、開先の表面から３０〜１００ｍｍの溶接前熱処理深さだけ離れた位置との間の領域を、１０５０〜１２００℃の温度に加熱し、当該温度に２〜３０分保持する。溶接前熱処理は、２回以上に分けて行い、１回目の余熱を利用して、合計で２〜３０分となるようにしても良い。なお、熱処理後の冷却は、例えば放冷である。

（溶接後熱処理条件と析出物の存在状態）
続いて、本発明に係るフェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法の一環をなす、溶接後熱処理と、その結果生じる組織中の析出物形態について説明する。

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、母材に向かって溶接前熱処理深さ以上１００ｍｍ以内の部位を７２０〜７８０℃の温度（以下「溶接後熱処理温度」と称する。）に加熱して、該温度に３０分以上、かつ式（１）を満足する時間保持する処理である。

溶接後熱処理は通常、（母材の変態点−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。しかし、母材と同じクリープ破断強度を発揮させるためにはＭ_２３Ｃ_６型炭化物の析出状態を母材と同等に制御する必要がある。また同時に、溶接後熱処理には、溶接金属が焼入れられて生じた高硬度のマルテンサイト組織を実質的に焼戻す効果があって、溶接金属の脆性破壊、又はボンドの脆性破壊を防止するのに有効である。

本発明では、溶接前熱処理として一度母材をγ域まで加熱することから、加熱領域であれば母材も同様に焼入れたままのマルテンサイト組織であり、硬度が高い。そのため、焼割れや脆性破壊、靱性低下を防止する必要がある。溶接後熱処理はこれを達成するために必要な熱処理となる。すなわち、通常は溶接継手の溶接金属とボンド、時にはＨＡＺの高硬度組織を軟化させるために実施する溶接後熱処理を、本発明では溶接前熱処理でγ域まで加熱された母材も含めて焼戻すために実施する。このため、溶接後熱処理による該温度加熱の深さ方向の加熱範囲（以下「溶接後熱処理深さ」と称する。）は、溶接前熱処理深さ以上とする必要がある。

一般的に本発明が対象とするような共金系の溶接金属は、溶接後熱処理の温度を（母材の焼戻し温度−２０℃）以下の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、母材よりも低温で焼戻されたときに母材と同等以上の高温強度とクリープ強度を発揮できるように設計されている。逆に高温で焼戻すと、組織回復が進み軟化するため、高温強度が低下し、クリープ強度も低下する傾向にある。したがって、溶接後熱処理は、高温強度を確保しつつ、クリープ強度が母材同等以上になるように、クリープ強化因子となっている析出物の存在状態を厳格に制御する必要がある。すなわち、溶接後熱処理温度が高くなりすぎて析出物を粗大化させても、また逆に低すぎて十分な析出が得られなくても継手のクリープ強度は母材同等以上にはならない。

そこで、本発明では析出物、中でも長時間でフェライト系耐熱鋼のクリープ強度を最後まで支える粒界析出物の存在状態を制御することで、この課題を解決する。Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷は上述のごとく粒界析出物の析出密度、すなわち粒界占有率の低下によって生じる。すなわち、母材においてもあるいは溶接金属においても同様に別の原因で粒界占有率が低下することでクリープ強度は低下してしまうことを示唆している。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、ＨＡＺにおけるＭ_２３Ｃ_６型炭化物の析出形態を検討した。その結果、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径が３００ｎｍ以下であって同Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物による大角粒界の被覆率（以下「粒界被覆率」という。）が４０％以上であり、かつ大角粒界上に析出したＭ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒子表面間距離（以下「粒子間距離」という）が溶接後熱処理後のＨＡＺにおいて２００ｎｍ以下となることが必要であることを見いだした。

本発明では、７２０〜７９０℃の温度範囲にて３０分以上保持する溶接後熱処理を付加することを必須条件とする。これによりＨＡＺ及び継手を含む部位の析出物を前述の所望の形態とさせることができる。

ただし、析出物の成長は温度と時間の関数であり、析出物サイズは析出温度域内にある限り高温ほど、また長時間ほど析出と成長が迅速に生じる。このため、温度と時間を拡散の観点から等価と見るパラメータの導入によって、本発明鋼の溶接後熱処理条件をさらに限定する。実験の結果に基づけば、本発明の溶接後熱処理範囲において以下の（１）式が析出物の必要以上の粗大化を防止するために有効である。（１）式において、Ｔは温度（℃）、ｔは保持時間（時間）、Ｌｏｇは常用対数である。
（Ｌｏｇ（ｔ）＋１２）・（Ｔ＋２７３）＜１３８１０ （１）

図７に、溶接後熱処理条件範囲を、溶接後熱処理の温度と時間の関係図上に（１）式を記載し、本発明で有効な温度、時間の範囲を示した。３０分以上の溶接後熱処理が必要であるが、極長時間の溶接後熱処理は析出物の粗大化を誘引するため、実質的には有限の時間内で実施することが必要である。なお、（１）式は析出物の体拡散律速成長則を仮定し、物質の拡散における時間と温度の透過性を一定とみるＬａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒの式を変形した本発明特有の析出物成長予測式である。（１）式中の各種定数は、析出物の形態を各種温度、時間条件で保持した鋼材中において透過型電子顕微鏡によって観察し、結果を統計解析して決定した。

図７のハッチングを施した範囲を外れると、析出物の平均粒径が３００ｎｍを超えるか、あるいは析出物の粒子間距離が２００ｎｍ超となるか、又はその両方が同時に生じて溶接継手部のクリープ強度が低下することを、６００℃、及び６５０℃の１万時間までのクリープ試験で確認した。

図８は溶接後熱処理温度と６００℃、１０万時間推定クリープ破断強度（６００℃、６５０℃、７００℃の各温度で１万時間以上のクリープ破断試験を実施して、その結果から温度−時間パラメータ法にて整理し、推定したクリープ破断強度）の関係を示す。

溶接後熱処理温度が７２０℃未満又は７８０℃超では、クリープ破断強度が低下し、本発明の目標値である６００℃、７５ＭＰａを超えないことが分かる。また、図９には７２０〜７８０℃の範囲の各種温度で溶接後熱処理した際の溶接後熱処理時間と０℃におけるＣｈａｒｐｙ衝撃吸収エネルギーの関係を示した。溶接後熱処理は温度によらず、３０分以上実施しないと、必要な靭性を得ることができないことが分かる。なお、溶接継手において最も靱性が低下しやすい部位は、結晶粒径が大きくなりやすいボンドであることから、以降では溶接継手の靭性は代表してボンド位置に２ｍｍノッチを切り欠いて加工した衝撃試験片を用いて計測したＣｈａｒｐｙ吸収エネルギーで代表する。別途各部位の靭性について述べる場合はこの限りではない。

図１０はＨＡＺにおけるＭ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径（円相当粒径の平均値）と溶接後熱処理温度の関係を示すグラフである。なお、溶接後熱処理温度での保持時間は最大１０時間として実験した。この間、温度によらず保持時間の変化によるＭ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径への影響はほとんどなく、粒径はほぼ温度の関数となった。

図１０から明らかなように、溶接後熱処理温度が７８０℃を超えると、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径は３００ｎｍを超えて粗大化することが分かる。

図１１はＭ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径と６００℃、１０万時間推定クリープ破断強度の関係を示す。平均粒径が３００ｎｍを超えると、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷が発生して推定クリープ破断強度が目標値の７５ＭＰａに届かないことが分かる。なお、図中の●は延性のある通常のクリープ破断となった結果、○はＴｙｐｅ ＩＶ損傷を呈して、低延性破壊した例であり、その組織の電子顕微鏡観察結果から、明瞭に同損傷形態を特定できたものを区別している。

図１２に、溶接後熱処理温度とＨＡＺの大角粒界上Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の占有率（粒界被覆率）の関係を示す。この場合も保持時間は３０分〜１０時間として試験を実施したが、析出物サイズの時間依存性が顕著には認められず、結果的に粒界被覆率にも大きな違いが認められなかったことから、時間によるデータの区別は図上では示していない。温度が粒界被覆率に大きく影響した。

溶接後熱処理温度が７８０℃を超えると析出物が粗大化することは、図１０に示したとおりである。一方、３０分の溶接後熱処理で、既に同温度におけるＭ_２３Ｃ_６型炭化物はほぼ熱力学的平衡値に近い量（特にＣ濃度で決まる量）が析出完了しているため、溶接後熱処理温度の高温化は平均粒径を大きくするとともに、Ｏｓｔｗａｒｄ成熟を生じて粒子の数を減少させる（小さな粒子は固溶し、大型の粒子成長が生じて界面エネルギーが減少することで組織が安定化する。）。すなわち、粒子の大型化は、小さな粒子を消失させるため、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物による粒界被覆率を減少させる。一方、７２０℃未満の温度ではＭ_２３Ｃ_６型炭化物の析出が熱力学的平衡量に達するほどには析出できず、粒子サイズは小さいにもかかわらず、粒子間距離はかえって大きくなり、この場合も十分な粒界被覆率である４０％が得られていない。すなわち、溶接前熱処理を適切に実施しただけでは炭化物の完全固溶は実現できても、材料のクリープ強度を安定して達成することができない析出物状態しか得られないことになる。

このように、適正な溶接前熱処理と適正な溶接後熱処理によって、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物による粒界被覆率を４０％以上にできることが実験的に判明した。また、図１３に示すごとく、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物による粒界被覆率が４０％以上であるＨＡＺでは、母材同等の推定１０万時間クリープ破断強度が得られ、強度低下がない。Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷を生じる組織因子がなくなっていることから、完全な同現象の防止が可能となるのである。

なお、以上の実験結果において大角粒界上の析出物の平均粒径（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ＳＥＭ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ＥＢＳＤ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°、及び１６°のものをＥＢＳＤ付帯ＳＥＭ上に描画し、これを「ブロック粒界（大角粒界）」とした。その大角粒界上に析出する炭化物（本発明鋼では熱処理完了状態ではＭ_２３Ｃ_６型炭化物しか析出がない。）の析出物の１万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。

１万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、その粒子すべてについて析出物の断面積を測定し、これがすべ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。

溶接後熱処理深さの最大値は１００ｍｍに限定した。これは溶接前熱処理深さの最大値と同一である。溶接後熱処理深さは溶接前熱処理深さよりも小さくあってはならない。その理由は溶接後熱処理が目的とする「焼入れられた高密度転位組織の軟化」を実現するためには当然のことであり、溶接前熱処理深さ以上に付与する。一方、１００ｍｍを超えて母材を焼戻すことは、特にマルテンサイト組織の転位構造がクリープ変形の初期の抵抗を担っていることから、母材において長時間の焼戻しを実施することと同意であり、母材の高温強度、ひいては初期クリープ強度の低下をきたすことになる。本発明の対象鋼では１００ｍｍ以内の範囲を溶接後熱処理するのであれば、継手の極度の軟化は生じず、高温強度と初期クリープ強度に影響がないことから、その深さ上限値を１００ｍｍとした。

（部分的な溶接前熱処理の特徴）
本発明の特徴の一つは、溶接前熱処理によって、ＨＡＺにおける炭化物の不完全固溶を防止することにある。

材料全体に溶接前熱処理しても本発明と同等の効果を得ることができるが、大型の圧力容器全体を溶接前熱処理することは炉の容量、加熱能力の観点から実用的ではなく、非常に高いコストが必要となり、現実的な解決策とはなり得ない。

一方で、本発明のように部分的に炭化物の完全固溶を可能とする部分熱処理であれば、熱処理装置の加熱方法にもよるが、例えば高周波加熱装置あるいは通電加熱装置などを用いると簡便かつ短時間で処理が終わり、コストを著しく抑制できて現実的な対策技術となり得るのである。

ところで、「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」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する。そのため、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と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、この問題が生起しないことを実験的に検証した。

溶接前熱処理を１０５０〜１２００℃で実施した場合、その隣接部位は１０５０℃以下の温度帯に再加熱され、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷を生成するＡｃ_３点直上の温度に加熱される部位も存在することになる。該部位は、炭化物の不完全固溶による粗大化が生じる可能性も想定される。

しかし、もともとＴｙｐｅ ＩＶ損傷は、このようなα→γ変態点の直上温度に短時間曝され、γ相に変態したが故に炭化物が短時間で部分的に母相中に固溶し、完全固溶しないうちに冷却されて未固溶炭化物が生成されることが原因である。未固溶炭化物は、その後の溶接後熱処理によって粗大化する。また、その際に生じる再結晶γ粒の粒界位置が、旧γ粒界位置とは異なる部位に生成することから、不完全固溶炭化物の粗大化は、新規に生成した旧γ粒界とは全く別の部位で生じる。このため、粒界上の析出密度が低下し、長時間における列状炭化物析出を実現できず、比較的ランダムな粗大炭化物になってしまい、転位の易動度が相対的に高まる。

このときの変態点直上加熱される部位の保持時間は複数回加熱された場合も一回加熱された場合も単独で、あるいは合計して高々１０秒程度の時間しかない。そのため、前記のような炭化物の未固溶（不完全固溶）が生じ、再析出の際の粗大化に至るとともに、最初の旧γの粒界上に析出していた炭化物は、溶接熱影響部で再度変態することによって生じた新生旧γ粒界へは析出できなくなり、粒内に残置されてしまうのである。

以上の現象を考察すれば、逆に十分な保持時間を付与すれば、変態点直上の温度であっても、ＴＹＰＥ ＩＶ損傷の原因となる未固溶炭化物の生成、すなわち炭化物の不完全固溶は生じなくなる。このことを本発明者らは実験的に確認した。この変態点直上温度における炭化物固溶に必要な時間は、保持時間を種々に変えて変態点直上に加熱した試験片の、ＴＥＭによる組織写真で視野中にＭ_２３Ｃ_６型炭化物がほぼ消失する時間と仮定した場合、約２分であることを実験的に突き止めた。すなわち、もし溶接熱影響部における炭化物の不完全固溶防止のための溶接前熱処理として、Ａｃ_３点直上に２分以上加熱されるのであれば、その部位では炭化物が完全固溶することから、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷を発生しないことになる。

一方、開先面から鋼材を加熱する以上、熱影響幅は時間とともに開先面から鋼材内部へと拡大していき、変態点直上に曝される部位が逐次鋼材内部へと移動していき、常に短時間加熱となる部位が生じる可能性が残ることになる。

したがって、単純に部分加熱を開先面に施す場合には、このような熱影響部の移動という現象に留意しなければならない。もし熱影響部が絶えず鋼材内面に向かって移動していくとすれば、溶接前熱処理によって新たなＴｙｐｅ ＩＶ損傷の発生組織を加熱先端部位に作り出してしまうことになる。

そこで、α→γ変態の変態点温度となる部位の位置の移動挙動を、３０ｍｍ厚みの鋼板を用いて調査した。図１４に温度伝播状態測定用試験体の模式図を示す。まず、鋼板の加熱端面１７から１ｍｍピッチで鋼板表面から鋼板の板厚中心位置まで達する０．５ｍｍの穴を明け、その穴底に熱電対を接合した。次いで開口した温度測定用の穴を、Ａｌ_２Ｏ_３粉末を充填して塞ぎ、熱の測定用孔からの散逸を防止した。その上で、端部より高周波誘導加熱装置によって加熱し、表層面が常に１０５０℃となるように加熱し続け、各熱電対で温度の伝播挙動を調査した。

図１４に示した試験片１６の、加熱端面１７から温度測定用熱電対１９を設置するための板厚中心２１に達する穴１８が、板の長さ方向２０に沿って、ちょうど位置幅中心部分２２に並んでいる。このうち、加熱端面１７から３０ｍｍの位置の温度の経時変化を図１５に示した。図１５の横軸は「加熱時間」、すなわち、昇温開始時点からの経過時間であり、「保持時間」（対象部位が設定温度に到達してから経過時間）とは異なる。１０５０℃に加熱した場合、加熱端面からの熱伝達による加熱で３０ｍｍ位置の温度がほぼ一定となるのは約６０秒後であり、その後表１の鋼のＡｃ_３変態点９２０℃を超えて徐々に温度が上昇していくが、ほぼ変化が認められないほどの小さな上昇しか認められないことが分かる。

このことから、鋼板の一つの端面だけから熱伝達によって熱が供給される場合、６０秒後にはほぼ材料の熱伝達係数で決まる温度勾配が決定し、入熱に対して鋼材が十分に長い場合には無限遠方が０℃と仮定する温度曲線に合致する温度分布に近づくと考えられる。すなわち、３０ｍｍ以上離れた部位では、最高加熱温度が９２０℃付近から徐々に低下するものの、それ以上には温度が上昇しないことも意味する。

Ａｃ_１点以下の温度に一定の温度勾配下で２分以上曝される部位では、Ａｃ_１点以上の温度に加熱されることがないため、炭化物の短時間の分解固溶現象は生じず、したがって未固溶炭化物の残留、すなわち炭化物の部分固溶たる不完全固溶が全く生じないため、母相の転位密度減少による軟化は生じてもＴｙｐｅ ＩＶ損傷の生じる余地はない。Ａｃ_１点とＡｃ_３点の中間温度に保持される部位では、単に組織が二相となり、これが最高加熱温度の関数として割合を変化させている状態であり、その中でγ相となった部位では炭化物の分解固溶が生じるが、温度分布に変化がないのであれば、γ相中での炭化物の分解固溶は完全に生じ、不完全固溶は見られなくなる。すなわち、二相共存温度域でもＴｙｐｅ ＩＶ損傷の原因組織たる炭化物の不完全固溶組織は生じないことになる。

以上の現象は、図１４に示した鋼板試験片を開先端面から加熱して、１０秒（２３）、３０秒（２４）、６０秒（２５）、１２０秒（２６）、３００秒（２７）、６００秒（２８）、１２００秒（２９）の７条件の時間だけ保持した際の各位置の熱電対指示温度を記録し、これを開先面から深さ方向位置の温度分布と見なすことで、温度変動の様子を確認した。結果を図１６に示す。図中には同時に開先面から３０ｍｍの位置とＡｃ_３変態点温度を示した。

１２０秒以上における温度分布はほとんど変化しない。深さ方向の抜熱と開先面からの入熱は１２０秒でほぼ単位面積あたりの換算にして釣り合うこととなり、この時間帯においては変動しなくなるのである。

したがって、実質的にＴＹＰＥ ＩＶ損傷は、本発明に示した鋼成分において、開先端面を１０５０〜１２００℃に加熱し、かつ３０ｍｍ深さの範囲まで同温度に２分以上保持する場合は、溶接時の母材溶かし込みとＨＡＺの幅変化を考慮しても、発生することがないことが確認できたことになる。なお、加熱開先面の温度を１２００℃とした場合でも、加熱範囲は広がるものの、同じ効果が得られ、より効果的であった。

なお、以上の様な温度分布の定常状態が得られるのは、十分に鋼材の容積が大きく、加熱端面から熱の拡散方向が十分に長いと見なせる場合に限る。開先面だけでなく、他の面も含めてより広い範囲、あるいは全体を加熱する場合は、鋼材の温度分布は定常状態とならず、絶えずα→γ変態点近傍温度になる部位が移動していくため、前記のような一定の場所が６０秒以上同一温度に加熱され続けることが必ずしも保証されない。そこで、この定常状態を必ず実現するために、ヒートシンクたる母材に定常状態の温度分布を付与する目的で、加熱できる表面積を、全対象部材の５０％以下にすることが好ましい。この場合、開先から離れた位置を加熱して、定常的な温度分布を保持できなくなることを抑制できる。

またさらに、開先面のみを溶接前熱処理する場合であっても、実質的には鋼材は有限のサイズからなるため、無限遠方を０℃とする理想的なモデルの環境が維持できなくなり、熱伝達で鋼材の側面、又は開先の反対側の端面からの反射熱によって、温度分布は定常状態ではなくなる。すなわち図１５が再現できなくなる。温度分布の定常状態を実現するためには、母材の長さ（加熱する端面と垂直方向の寸法）が、溶接前熱処理深さの３倍以上であることが好ましい。

ヒートシンクとなる領域を十分に確保しても、有限のサイズである以上、長時間加熱を続ければ、定常状態を維持できなくなる可能性がある。温度分布を確実に定常状態とできるように、保持時間の上限を３０分とした。保持時間の上限は、より好ましくは２５分であり、さらに好ましくは２０分である。保持時間は、さらに好ましくは１０分未満であり、さらに好ましくは８分以下である。

なお、このような熱伝達の定常状態は、ヒートシンクの容積を仮定すれば、一次元差分法やＦＥＭ解析で３次元的にも計算することができる。本発明を確実に発効させるのに有効であり、また本発明の効果を高めることも可能であって、好ましい。

以上の様な温度分布定常状態を活用してＴｙｐｅ ＩＶ損傷を防止する技術は前例がない。なお、高Ｂ鋼では細粒域を生成しない化学成分を活用して局部熱処理によるＴｙｐｅ ＩＶ損傷を防止していることから、温度分布の定常状態について確認する必要はなく、また同状態を活用する必要もない。さらに、この場合Ｂを８０ｐｐｍ以上添加する必要があり、Ｂ添加鋼で顕著なラス境界に存在する残留γを利用した組織メモリー効果を用いるのであるが、逆に母材あるいは溶接前熱処理を施した部位には残留γが少ないとはいえ残留する可能性があって、靭性が低下しやすい傾向にある（特開２０１６−１４１７８号公報及び特開２０１６−１３０３３９号公報）。本発明ではＢ添加する場合の上限を５０ｐｐｍとしていることにより、対象鋼種が異なる上に、残留γによるメモリー効果は活用しない。そのために組織としては細粒域がＨＡＺ外縁に生成するが、結晶粒径はフェライト系耐熱鋼のクリープ特性に全く影響しないことを本発明者らは別途実験的に確認している。したがって、ＨＡＺの組織も異なっており、制御する因子は析出炭化物の状態のみであることから、異なる技術である。

残留γが存在する懸念を払拭できることから、本発明はＢを８０ｐｐｍ以上添加する場合に比較して、靭性が優れるという利点を有する。

なお本発明に係るフェライト系耐熱鋼溶接構造体は、溶接前熱処理の施行幅又は長さが、構造体の幅又は長さの５０％以下であることが好ましい（上述のとおり、温度分布の定常状態までも考慮すると、１／３以下であることがより好ましい。）。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又は長さ」よりも「溶接後熱処理の施行幅又は長さ」が小さい場合、得られた構造体には、Ｍ_２３Ｃ_６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、Ｍ_２３Ｃ_６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、Ｍ_２３Ｃ_６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又は長さ」よりも「溶接後熱処理の施行幅又は長さ」が大きい場合は、溶接前熱処理が施されたか否かの境界は、Ｍ_２３Ｃ_６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、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の有無やＭ_２３Ｃ_６型炭化物による粒界被覆率は、上記のように、電子顕微鏡観察又はＴＥＭ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。

また、溶接後熱処理を施した部位の境界は、マルテンサイト組織のラス構造の有無によって判別することができる。すなわち、溶接前熱処理が施された部位及びその近傍では、母材よりも低温から焼入れされるため、焼入れ性が低下している。そのため、溶接前熱処理が施された部位及びその近傍はラスの発達が弱く、当該部位に溶接後熱処理を施すとラス構造が消失する。ラス構造の有無は、ＴＥＭ又はＥＢＳＤによって容易に判定することができる。

図１７は、ラス構造を有する組織の電子顕微鏡像である。図１８は、ラス構造が消失した組織の電子顕微鏡像である。図１７では、組織はＨＡＺと同じ熱履歴を受けていて、紙面の左上から右下に平行に延びるラス境界が認められる。図１８では、図１７の組織を溶接後熱処理した結果、ラス境界が消失し、ほぼ等方的な粒を形成するサブグレインと呼ばれる組織に変わっている。

本実施形態によるフェライト系耐熱鋼溶接構造体では、構造体の一部のみに溶接後熱処理が施される。そのため、本実施形態によるフェライト系耐熱鋼溶接構造体は、ラス構造を有する部分と、ラス構造を有さない部分とを備えている。本実施形態によれば、構造耐の全体に溶接後熱処理を施す場合と比較して、コストを削減できるとともに、現地施工性が高まる。また、構造耐の全体に溶接後熱処理を施す場合と比較して、組織の軟化を抑制できることから、高温強度及び所期のクリープ強度を向上させることができる。

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：０．０５〜０．１２％
Ｃは、焼入れ性を高め、本発明で重要な析出物である炭化物Ｍ_２３Ｃ_６を形成する元素である。本発明では、クリープ破断強度を向上させるために必要なマルテンサイト組織を形成するためにＣを０．０５％以上添加する。析出強化能を高めるには、０．０７％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、粒界被覆率がかえって低下するため、Ｃ量を０．１２％以下とする。また、Ｃ量が多いと粒界に生成した炭化物の粗大化が早くなり、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％以下にすることがさらに好ましい。

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ＭｏあるいはＷを置換してＦｅ_２Ｍｏあるいは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：０．４０〜０．８０％
Ｍｎは脱酸剤であり、本発明では０．４０％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、０．４５％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０．８０％以下とする。クリープ破断強度をさらに高めるには、Ｍｎ量を０．７０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．６０％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。５００℃以上の温度でクリープ破断強度を高めるためには、Ｃｒを主体としたＭ_２３Ｃ_６型炭化物の量を確保し、早期に粒界被覆率を高め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、より好ましい添加量は９．５０％以下である。

Ｍｏ：０．３０〜１．３０％
ＭｏはＦｅ_２Ｍｏの形態で金属間化合物として主に大角粒界に析出する。大角粒界への析出はＭ_２３Ｃ_６型炭化物の間隙を埋めるように析出することから、粒界上の析出物間隔（粒子間距離）はさらに小さくなり、長時間クリープ環境下では大角粒界が移動した後でも列状に残置され、この間を転位が突破するためには高い応力が必要となり、クリープ強度向上に寄与する。クリープ破断強度向上のために０．３０％を添加し、粒界被覆率向上のためには０．８０％以上を添加することが好ましい。一方、Ｍｏを過剰に添加すると、Ｆｅ_２Ｍｏ型金属間化合物の粗大化が速くなるため、Ｍｏ量を１．１０％以下とすることが好ましい。長時間クリープ強度をさらに向上させたい場合には１．０５％以下の添加に厳格に制御することが必要で、より好ましい。

Ｎ：０．００３〜０．０８０％
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、最低限の量として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０．０１０％以上添加することが好ましい。しかし、Ｎ量が０．０８０％を超えると、ＶＮがかえって粗大化するか、析出が促進されて長時間にわたってクリープ強度を向上させる効果が発現しない場合があるため、上限を０．０８０％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０．０６０％以下にすることが好ましい。

Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ｎｂは粒内にＮｂＣ型炭化物として析出して析出強化に寄与する。ＶＮと複合析出すれば、転位の動きをさらに効果的に抑制することができる。０．００５％添加により効果が顕現する。より安定なＮｂＣ炭化物を活用し、例えば高温強度を獲得するには０．０１０％以上添加することが好ましい。さらに好ましい添加下限は０．０２０％である。その添加上限値は早期粗大化によるクリープ強度低下防止の観点から０．１０％とする。靭性を重視する石油化学プラント等ではＮｂＣによる脆性きれつ伝播促進抑制の観点から添加量を０．０８％以下に制限することが好ましい。また、ＮｂＣを微細かつ均一に分散させて前記ＶＮとの複合析出効果を大きく期待する場合にはＮｂ量を０．０６％以下にすることがより好ましい。

Ｖ：０．００５〜０．５０％
ＶはＮと結合して窒化物を生成する元素であり、粒内にＶＮの形態で析出して析出強化に寄与する。０．００５％添加でＶＮの析出が６００℃、１０００時間より見られ、クリープ強度向上に寄与する。ＮｂＣとの複合析出強化をさらに効果的に得るためには０．０１０％以上の添加が好ましく、さらに好ましくは０．０１５％以上である。本発明が対象とするフェライト系耐熱鋼は大角粒界の析出強化が主体であり、粒内強化の効果はむしろ長時間側では大きくないが、少しでもクリープ強度向上を期待する場合には有効な強化元素である。ただし、０．５０％を超えて添加すると長時間クリープ環境下では（Ｖ，Ｎｂ）_２Ｎのような成長の早いＺ相に変態し、クリープ強度をむしろ低下させる場合があることから、添加する場合の上限値を０．５０％とする。また、ＶＮは粗大化すると靱性低下をきたす。したがって靭性劣化防止の観点からは添加する場合において０．４０％以下とすることが望ましい。より好ましいＶ量は０．３５％以下である。

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Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｂの含有量を以下の範囲に制限する。

Ｎｉ：０．２０％未満
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０．２０％未満に制限する。クリープ特性を高めるには、Ｎｉの含有量は、０．１５％以下に制限することがより好ましく、さらに好ましくは０．１０％以下に制限する。

Ｃｕ：０．２０％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には寄与するが、熱間加工性への影響が大きいことから、Ｃｕ量を０．２０％未満に制限する。製造性を高めるには、Ｃｕの含有量は、０．１５％以下に制限することがより好ましく、さらに好ましくは０．１０％以下に制限する。

Ａｌ：０．０２５％未満
Ａｌは、本発明ではＮと結合しＡｌＮとして析出するが、ＡｌＮは粗大かつ針状で粒内に析出して強化には寄与しない。したがって、粗大であることから靭性の観点より０．０２５％未満に制限する。一方で脱酸材としての効果があり、鋼中酸素濃度を下げる働きがあるが、Ｖを添加する鋼を対象とする本発明ではＶＮの析出を抑制し、クリープ強度向上効果を減じることもあるため、より好ましくは０．０２０％以下に制限する。さらに靭性要求の厳しい環境用の圧力容器では０．０１５％以下とすることがさらに好ましい。

Ｂ：０．００５％未満
Ｂは通常、Ｂ含有鋼を製造した後に同一の製鋼工程を経て本発明の対象鋼種を製造する際に主に耐火物から混入することがある。Ｂ自体は鋼の焼入れ性を高めるものの、本発明のように比較的窒素濃度の高い鋼種ではＢＮを生成して靭性を劣化させる場合があることから、含有量を０．００５％未満に制限する。Ｂ添加鋼は高Ｃｒ鋼の焼入れ性を過剰に高める場合があって、室温でも安定な残留γをラス境界に生成する現象を促進し、かつ残留γ中に濃化してこれを安定化するために、高温で焼戻しても残留γが容易には分解しない場合がある。残留γは鋼材の衝撃試験の際にクラック先端の応力集中場で歪み誘起変態して微細ではあるがマルテンサイト組織に変態し、当該部分の脆化をきたす可能性があることから、好ましくは０．００４％以下とする。さらに靭性要求の厳しい環境では０．００３％以下と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％未満
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％未満
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％未満
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。

Ｔｉ：０〜０．１５％
Ｚｒ：０〜０．１５％
本発明では、必要に応じて粒内及び粒界にクリープ強度向上のための転位移動障害としての窒化物であるＴｉＮ、ＺｒＮを析出させることを目的に、Ｔｉ及びＺｒの一種又は二種を単独であるいは併用して添加することができる。粒界析出の場合は粒界被覆率向上に寄与してクリープ強度向上効果を発揮し、粒内に析出した場合には直接転位の移動抵抗として作用し、見かけの転位の易動度を低下させることが可能である。これらの効果をより確実に得るためには、両元素ともに０．００５％以上の添加が好ましく、０．１５％を超えて添加するといずれも脱酸力が高いことから酸化物のクラスターを形成して靱性が低下する場合がある。そのため、添加量上限値を０．１５％に制限する。靭性を重視する圧力容器では０．１０％以下の添加が好ましい。より好ましくは０．０８％以下である。

Ｗ ：０〜２．０％
Ｒｅ：０〜３．５％
同様に、Ｍｏの添加と同様な効果を有するＷ、Ｒｅも添加することが可能で、本発明には好適である。Ｗは鋼中でＦｅ_２Ｗ型Ｌａｖｅｓ相として主に粒界析出し、粒界被覆率向上に寄与する。析出が遅く、６００℃の高温であっても５０時間以上しないと析出は開始しないため、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷には影響しない。粒界析出が主体であり、かつ原子量が大きいことから１．５％以上の添加で効果が顕現する。一方、２．０％以上添加すると、今度は熱間加工性を低下させるχ相の形で析出し、特に熱間加工中の偏析部位に析出した場合は熱間割れを生じる可能性があることから、添加量を２．０％までに制限する。靭性要求の厳しい圧力容器では１．９０％以下に制限することがより好ましい。Ｒｅも同様にＬａｖｅｓ相を形成する。この場合はＣｒとの親和性が高いことからＣＲ_２Ｒｅの形態をとることが多い。０．５％の添加で早期に析出が始まり、３．５％まで添加することでクリープ強度を粒界被覆率の向上効果を高める。しかしながら粒界析出時の析出物サイズ自体が大きく、析出が半整合であることから靭性の低下が顕著であるため、靭性要求仕様の厳しい圧力容器への適用では３．０％以下とすることが好ましく、高価な元素であることも考慮するとコスト面からは２．０％以下の添加量とすることが好ましい。

さらに、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：０〜０．００５０％
Ｙ、Ｃｅ、Ｌａ：０〜０．０５００％
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。そのため、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。靭性を高めるためには好ましくは、Ｃａ、Ｍｇは０．００４０％以下、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａは０．０３００％以下であり、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａは、さら好ましくは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、本発明のフェライト系耐熱鋼溶接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Ａｃ_３点〜１２００℃に加熱し、熱間圧延して例えば板厚５ｍｍ以上の鋼板とする。その後は、上述したような条件にて、開先加工、溶接前熱処理、溶接、そして溶接後熱処理を施すことで、本発明のフェライト系耐熱鋼溶接構造体を製造できる。鋼管の場合もＡｃ_３点〜１２００℃に加熱し、熱間鍛造又は熱間押し出し、ないしは熱間成形圧延（シームレス圧延）を施して管状の成形品とする。これら鋼管は端部を突き合わせて、本発明の溶接前熱処理を付加すればＴｙｐｅ ＩＶ損傷の生起しない溶接継手が得られ、フェライト系耐熱鋼溶接構造体を形成することができる。鋼板についても同様に圧力容器とすることができる。

以上、本実施形態に係るフェライト系耐熱鋼溶接構造体及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良い。

また溶接方法についても、アーク溶接、不活性ガス雰囲気アーク溶接、電子ビーム溶接、レーザ溶接、抵抗溶接、摩擦拡販接合、スポット溶接、液相拡散接合など、およそ溶接熱影響部が生じ、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷を生じる可能性のある溶接、接合方法を適宜選択してあるいは併用して適用した場合すべてに、本発明の「溶接前熱処理」は有効であり、確実にＴｙｐｅ ＩＶ損傷を防止することができる。

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。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条件例であり、本発明は、この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及び表４に示す化学成分を有する鋼を、電気炉による溶解、又は銑鋼一貫工程を有する製造プロセスにより、５０ｋｇ〜１５０ｔの規模で溶解−鋳造してインゴット、又は鋳造スラブとなした。続いてこのインゴット又はスラブを熱間圧延又は熱間鍛造によって必要な形状である鋼管又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７４０〜７９０℃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、鋼管又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６に得られた構造体の最終形状（「鋼管」又は「圧力容器用鋼板」）を示す。

これら加工の終了した鋼管又は鋼板に溶接開先を加工し、表５に記載の方法で「溶接前熱処理」を実施した。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）、ＳＭＡＷ（手棒式被覆アーク溶接）、ＳＡＷ（被覆アーク溶接）、ＥＢ（電子ビーム溶接）、又はＬＡＳＥＲ（レーザ溶接）を用いて溶接した。続けて７２０〜７８０℃の温度範囲で３０分以上、部品又は成形品の厚みと形状に応じて溶接後熱処理を継手に実施した。なお、溶接金属には表２に示したＡｌｌｏｙ ６２５Ｎｉ基合金を用い、溶接金属からのクリープ破断が生じないように留意した。

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、鋼管又は鋼板の板厚方向と垂直な方向から採取して、６００℃、６５０℃、７００のクリープ試験を約１万時間実施して、Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ法による３次回帰曲線で６００℃の１０万時間推定クリープ破断強度を計算した。このとき、精度を高め、曲線形状を最も正確に代表できるようにデータ点数は標準偏差が０．１０以下となるまで採取し、最適化した定数Ｃを求め、以下の近似式にて代表曲線を得た。

これは、いわゆるＬａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ−Ｐａｒａｍｅｔｅｒ法である。同方法に限らずＴｉｍｅ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ−Ｐａｒａｍｅｔｅｒ法であれば、Ｏｒｒ−Ｓｈｒｂｙ−Ｄｏｒｎ法、又はＭａｎｓｏｎ−ｈａｆｅｌｄ法など、どの近似式を用いてもほとんど推定値に変化は見られなかった。そのため、規格で多く採用されているＬａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ−Ｐａｒａｍｅｔｅｒ法を適用することとした。

また、同様に母材では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ノッチを施したものについて、０℃で実施した。母材には構造体として加工するための目安として、０℃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。この値は以下で説明する溶接継手の靭性との比較のために採取したものであり、本発明の必要条件ではないが、母材靭性が低いことが原因のために本発明の継手の靭性値が低下しているか否かを確認する手段とした。

なお、溶接継手のＨＡＺ界面の靱性評価のために、母材と同様にＪＩＳ Ｚ２２４２に記載の方法と試験片形状にしたがい、試験片を板厚中心位置より採取し、吸収エネルギーを０℃で測定した。ノッチは、溶接継手金属とＨＡＺ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。ノッチの加工方向は溶接線方向と平行である。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、０℃で２７Ｊとした。結果を表６にＷＣＨ（Ｊ）として示す。

また、母材の特性については、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、平行部がすべて母材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。母材は６００℃１０万時間で７５ＭＰａ以上のクリープ強度を有することが長時間クリープ試験結果から、溶接継手と同様にＴＴＰ法を用いて確認できていることから、そのしきい値は７５ＭＰａとした。この結果と、溶接継手のクリープ破断強度は、２０ＭＰａ以上乖離してはならない。本発明の最大の目的が溶接継手の局部的なクリープ強度低下を防止することであり、そのために最も有害な現象であるＴｙｐｅ ＩＶ損傷を防止することだからである。母材のクリープ破断強度を表６にＢＣＲ（ＭＰａ）として、溶接継手のクリープ破断強度をＷＣＲ（ＭＰａ）として、両者の差をΔＣＲ（ＭＰａ）として示した。ΔＣＲとは以下の（３）式で定義される値であって、本発明では最大２０ＭＰａまでが許容される値とした。
ΔＣＲ＝（母材のクリープ破断強度）−（溶接継手のクリープ破断強度） （３）

ただし、クリープ破断強度とは６００℃、１０万時間におけるＴＴＰ法で求めた推定値を意味する。

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、粒界現出のための腐食（本発明ではピクリン酸アルコールを主体とする腐食液）を行い、ＨＡＺを現出した。ＨＡＺから電子顕微鏡用試料を加工採取した後、ＳＥＭを用いて粒界のＭ_２３Ｃ_６型炭化物による粒界被覆率を測定した。この場合のＭ_２３Ｃ_６型炭化の特定は、ＥＤＸ及び電解抽出残渣のＸ線回折による反射ピークのパターン解析で判定した。本発明鋼の成分範囲では、溶接後熱処理の段階では析出物のほとんどをＭ_２３Ｃ_６型炭化物が占めることから、当該方法が有効である。ただし、ＳＥＭ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にて測定しておき、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物による粒界被覆率を測定している粒界が大角粒界、すなわち共通回転軸周りの角度が６０°、５４゜であることを確認した。もう一つの大角粒界である１６゜の粒界は、実験ではほとんど確認できなかった。

また、前記大角粒界上の粒子間距離については、前記顕微鏡観察によって得られたＭ_２３Ｃ_６系型化物の観察結果から、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（２）式を用いて近似した。

表６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Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径Ｒ（ｎｍ）、同析出物による粒界被覆率Ｐ（％）、同析出物の前記大角粒界上における粒子間距離ＤＰ（ｎｍ）を示した。

なお、本発明では本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）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（施工した溶接開先面からのＡｃ_３点以上に加熱された深さ又は幅（両者とも同一の意味であり、開先面から加熱した方向の加熱領域の範囲を板幅方向の深さあるいは幅と表現する／事前予備実験で加熱範囲を熱電対埋め込みによる測定法で実測しておき、その際の加熱条件との対応から見積もった値）、温度、保持時間）及び溶接後熱処理条件（温度、保持時間）を記載した。なお、溶接前熱処理の施工面積率とは、開先面を除く鋼表層面全面積と、溶接前熱処理を施した部位の表層位置の全面積の比である。なお、（１）式で示した溶接後熱処理条件規制式を満たしているか否かについては、表５のＴＴＰの欄に、実際の計算結果を示してある。本発明は（１）式の中にあることが確認できる。

表７及び表８には、比較鋼の化学成分を、表９及び表１０にはその溶接継手製造条件と溶接前熱処理条件、溶接後熱処理条件、靭性値、クリープ試験結果、析出物の状態解析結果等を表５及び表６と同様に示した。

なお、表３及び表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Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の化学組成の内、Ｍの構成は、実質的に７０原子％以上がＣＲ、Ｆｅ、Ｍｏ又は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Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物を生成してしまうと、そのＭの構成元素の拡散律速による変質が生じ、粒界被覆率が長時間クリープ試験環境中では変化してしまう場合がある。そのため、場合によっては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。

比較例の内、６１はＣ添加量が少なかったためにＭ_２３Ｃ_６型炭化物の析出が不十分となり、本発明の溶接前熱処理条件、溶接後熱処理条件は適正であったにもかかわらず、同炭化物による粒界被覆率が４０％に届かず、また粒子間距離も２００ｎｍを超えて大きくなり、母材も溶接継手もクリープ強度が低下した例である。至る所でＴｙｐｅ ＩＶ損傷発生組織と同様な組織構造となった。６２はＣ添加量が多すぎたために、炭化物の粗大化が促進され、母材のクリープ強度が低下するとともに、溶接継手においても同じく炭化物の粗大化が生じてクリープ強度が同時に低下した例である。このとき、粒子間距離は粗大化に伴ってかえって大きくなり、２００ｎｍ超となった。以上の様に、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の粒界析出物状態が変化すると、クリープ強度に大きな影響があることが分かる。

６３はＳｉ添加量が不足して脱酸が不十分となり、Ｏ濃度が高くなり酸化物が生成し、靭性が母材、溶接継手ともに低下した例である。６４はＳｉ添加量が過多となり、Ｆｅ_２Ｍｏ型のＬａｖｅｓ相の析出が促進され、クリープ強度が低下するとともにＳｉの酸化物クラスターが生成して靱性が低下した例である。

６５はＭｎ添加量が不足し、Ｏ濃度が高くなって酸化物が多数生成し、母材、溶接継手とともに靭性が低下した例である。６６はＭｎ添加量が過多となった結果、母材、溶接継手共にクリープ強度が低下した例であり、転位の易動度が高まった結果、転位芯拡散によって炭化物の粗大化も加速され、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径が３００ｎｍを超えた。

６７はＣｒ添加量が少ないため、本発明で必要とするＭ_２３Ｃ_６型炭化物の生成量が少なく、大角粒界上の粒子間距離が２００ｎｍ以上と大きくなり、析出物による粒界被覆率も低下して母材及び溶接熱影響部のクリープ強度がともに低下した例である。６８はＣｒ添加量が過剰となり、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物が粗大化して３００ｎｍを超え、その結果として析出物の数密度が減少して粒子間距離が大きくなり、析出物による粒界被覆率が低下して、母材とともに溶接熱影響部のクリープ強度が低下した例である。

６９は不純物であるＰの含有量が本発明の上限値を超えたために粒界偏析が助長され、母材、溶接継手ともに靱性が低下した例である。７０は同様に不純物であるＳが上限値を超えたために、ＭｎＳが多数生成して熱間加工の際に長手方向に延伸し、これが衝撃試験の際の割れ発生起点となり、靭性が母材で低下するとともに、溶接継手でも同じ現象が生じ、靱性が低下した例である。

７１はＭｏ添加量が不足し、長時間クリープ試験中に大角粒界上に析出するＦｅ_２Ｍｏがほとんどなく、長時間側のクリープ強度が低下した例であり、溶接後熱処理の段階におけるＭ_２３Ｃ_６型炭化物は、同析出物のＭに占めるＭｏ量が不足した結果、粒子サイズが小さくなり、粒子間距離が広くなって本発明の範囲を逸脱し、粒子の粒界被覆率も結果的に低下した例であり、７２ではＭｏ添加量が過多となり、初期から金属間化合物Ｆｅ_２Ｍｏが粒界上に粗大に析出し、本発明の範囲を超え、粒子間距離は狭くなって粒界被覆率も４０％を超えたが、長時間のクリープ試験中に粗大化が著しく進行し、クリープ強度が母材、溶接継手ともに低下した例である。

７３はＮｂの添加量が少なく、粒内析出強化が有効に作用せず、見かけの転位の易動度が上昇して母材、溶接継手ともにクリープ強度が低下した例である。７４はＮｂを過剰に添加したために（Ｎｂ，Ｖ）_２Ｎ型Ｚ相の早期析出と早期粗大化によりクリープ強度が帰って低下した例である。７５はＶの添加量が少なく、ＶＮ析出強化による粒内強化が十分に発現せず、見かけの転位の易動度が上昇して母材、溶接継手ともにクリープ強度が低下した例である。７６はＶが過多となってＶＮの早期粗大化と（Ｎｂ，Ｖ）_２Ｎ型Ｚ相の早期析出、早期粗大化によりクリープ強度がかえって低下した例である。なお、粗大なＶＮの析出は靭性にも影響があり、母材、溶接継手ともに靱性が低下した。

７７は窒素含有量が不足し、特にＶＮ析出による粒内析出強化が発現しなかったため、見かけの転位の易動度が上昇して母材、溶接継手ともにクリープ強度が低下した例である。７８はＮ添加量が過剰となってＶＮの析出が促進されてしまい、早期に粗大化するか、Ｎｂとも結合して（Ｎｂ，Ｖ）_２Ｎ型Ｚ相の早期析出、早期粗大化によりクリープ強度がかえって低下した例である。

７９は選択元素であるＷの添加量が過剰となり、目的とする金属間化合物Ｆｅ_２Ｗ型Ｌａｖｅｓ相よりもχ相として高温の熱間加工中析出があり、熱間加工性を低下させて鋼中に多数の微細クラックが発生し、靭性が著しく低下し、溶接もクリープ試験も実施できなかった例である。

８０は選択元素であるＲｅの添加量が過剰となり、Ｆｅ_２Ｒｅ型Ｌａｖｅｓ相が、初期から大角粒界上に粗大に析出した結果、析出物による粒界被覆率は向上し、粒子間距離も小さくなったが、粒子そのものが大きくなり、靭性が低下した例である。

８１は選択元素であるＴｉの添加量が過剰となり、Ｔｉ−Ｏ系の酸化物クラスターを生成し、靭性が母材、溶接熱影響部共に低下した例である。８２は同様に選択元素であるＺｒの添加量が過剰となり、ＺｒＯ_２の酸化物クラスターを生成し、靭性が母材、溶接継手ともに低下した例である。

８３は本発明の不純物であるＮｉの添加量が過剰となったため、転位の易動度が高くなり、クリープ変形が加速され、クリープ推定破断強度が母材、溶接継手ともに低下した例である。

８４は同様に本発明の不純物であるＣｕの添加量が過剰となったため、熱間加工時に鋼板表層部で粒界に選択酸化の結果集積したＣｕによる粒界脆化を誘発し、結果として母材の靱性が低下した例である。

８５は選択元素であるＣａの添加量が過剰となり、ＣａＯを主体とする酸化物がクラスターを形成し、その分解温度は本発明鋼の融点を超えるものであったことから、母材、溶接継手の各部位で靱性が低下した例である。

８６は同様に選択元素であるＭｇの添加量が過剰となり、ＭｇＯを主体とする酸化物が粗大なクラスターを形成し、その分解温度は本発明鋼の融点を超えるものであったことから、母材、溶接継手の各部位で靱性が低下した例である。

８７は同様に選択元素であるＹの添加量が過剰となり、Ｙ_２Ｏ_３を主体とする酸化物が粗大なクラスターを形成し、その分解温度は本発明鋼の融点を超えるものであったことから、母材、溶接継手の各部位で靱性が低下した例である。

８８は同様に選択元素であるＣｅの添加量が過剰となり、Ｃｅ_２Ｏ_３を主体とする酸化物が粗大なクラスターを形成し、その分解温度は本発明鋼の融点を超えるものであったことから、母材、溶接継手の各部位で靱性が低下した例である。

８９は同様に選択元素であるＣｅの添加量が過剰となり、Ｌａ_２Ｏ_３を主体とする酸化物が粗大なクラスターを形成し、その分解温度は本発明鋼の融点を超えるものであったことから、母材、溶接継手の各部位で靱性が低下した例である。

９０は本発明鋼で不純物に分類したＡｌの添加量が過剰となり、粗大なＡｌＮを生成して靱性が低下し、さらにＶＮの生成を減じて粒内の転位の見かけの易動度を高めて母材及び溶接継手のクリープ強度が低下した例である。

９１は本発明において添加量を制限しているＢが添加上限値を超えて添加されたため、粗大なＢＮが母材の焼戻し段階、および溶接継手の後熱処理段階で析出し、母材と溶接継手の両方で靭性が低下した例である。

９２は不純物であるＯの含有量が１００ｐｐｍを超えて高く、酸化物クララスター、特にＣｒ系及びＭｎ系のクラスターが多数生成し、靭性が母材、溶接継手の両方で低下した例である。

９３及び９４は本発明の骨子となる、溶接前熱処理条件に関しての比較例である。９３は本発明の温度範囲において溶接前熱処理を実施したが、保持時間が１分しかなく、一部に元々粗大に析出していた炭化物が不完全固溶の状態で残留し、同部位における粒界析出物による粒界被覆率が低下し、粒子そのものの平均粒径も大きくなって粒界上の粒子間距離が大きくなり、溶接熱影響部のクリープ強度が低下する、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷を発現した例である。９４は熱処理時間が３０分を超過し、不完全固溶状態の炭化物は存在しなかったが、溶接前熱処理の際の熱影響部は、熱の鋼内部における、加熱している溶接開先からだけの加熱に留まらず、他の面での熱反射を原因とする蓄熱効果によって温度分布が非定常となり、溶接前熱処理の熱影響部外縁でＭ_２３Ｃ_６型炭化物が粗大化して被覆率の低下、平均粒径の増大、粒子間距離の拡大が見られ、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷が発生した例である。この場合、前記炭化物粒子の状態変化は、実質的にはＨＡＺではないものの、実質的にはＨＡＺと同じ熱履歴を受けた部位であることから、同組織の変化はＨＡＺの欄に測定結果を記載した。

９５は同じく、溶接前熱処理に関する制限事項である、加熱温度が１０５０℃未満と低く、γ単相にはならなかったため、図３に示したごとく一部変態して生じたγ相中では、温度が低いことによる炭化物粒子の十分な固溶が進まず、結果的に不完全固溶炭化物が多数残留し、粒界被覆率の低下、平均粒径の増大、粒子間距離の拡大が見られ、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷が発生した例である。９５は溶接前熱処理温度が高すぎたために、旧γ粒径が粗大化し、母材の靭性が低下した例である

９７は溶接前熱処理の施工幅、すなわち溶接前熱処理深さが３０ｍｍに届かず、ＨＡＺの一部は溶接前熱処理を実施した深さ（又は幅）の外に位置してしまい、溶接前熱処理の効果を得られず、同部位では炭化物の不完全固溶と粒子径の粗大化、粒界被覆率の低下と粒子間距離の増大が確認でき、同部位からＴｙｐｅ ＩＶ損傷を生じて溶接継手のクリープ破断強度が低下した例である。

９８は溶接前熱処理の施工領域を板厚中心がＡｃ_３点以上に加熱される部分と定義した場合に、同領域が５０％を超えたために９４と同様に部材全体が加熱され、熱の反射と蓄熱効果により、加熱開先面からの熱伝達以外の要因で溶接前熱処理の温度分布が非定常状態となり、溶接前熱処理の熱影響部外縁でＭ_２３Ｃ_６型炭化物が粗大化して粒界被覆率の低下、平均粒径の増大、粒子間距離の拡大が見られ、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷が発生した例である。当該実施例も前記炭化物粒子の状態変化は、実質的にはＨＡＺではないものの、ＨＡＺと同じ熱履歴を受けた部位であることから、同組織の変化はＨＡＺの欄に測定結果を記載した。

９９は溶接後熱処理の温度が低く、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径は小さかったものの十分な析出量が得られず、同粒子による粒界被覆率は低下し、したがって平均粒子間表面距離は拡大してしまった結果、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷のような低延性破壊ではないものの、溶接継手のクリープ強度が低下した例である。

１００は溶接後熱処理温度が高すぎて、粒界上のＭ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径が大きくなり、その結果、粒子間距離が大きくなり、粒子による粒界被覆率が低下して、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷のような低延性破壊ではないものの、溶接継手のクリープ強度が低下した例である。

１０１は、溶接後熱処理温度は適正であったが、熱処理時間が短く、溶接継手の溶接時に発生した残留応力が十分に除去できず、溶接継手、すなわちボンドの靭性が低下した例である。１０２は、溶接後熱処理時間が長すぎて、溶接部の軟化による強度低下が生じて溶接継手のクリープ破断強度が低下した例である。この場合、（１）式で規定される温度、保持時間の規定範囲を超過した。ただし、Ｔｙｐｅ ＩＶ損傷に起因する強度低下ではない。

Claims (7)

1. 母材、溶接熱影響部、及び溶接金属を含むフェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法であって、
   化学組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．０２〜０．４５％、
   Ｍｎ：０．４０〜０．８０％、
   Ｃｒ：８．０〜１２．０％、
   Ｎ ：０．００３〜０．０８０％、
   Ｍｏ：０．３０〜１．３０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
   Ｖ ：０．００５〜０．５０％、
   Ｗ ：０〜２．０％、
   Ｒｅ：０〜３．５％、
   Ｔｉ：０〜０．１５％、
   Ｚｒ：０〜０．１５％、
   Ｃａ：０〜０．００５０％、
   Ｍｇ：０〜０．００５０％、
   Ｙ ：０〜０．０５００％、
   Ｃｅ：０〜０．０５００％、及び
   Ｌａ：０〜０．０５００％、
   を含有し、
   Ｎｉ：０．２０％未満、
   Ｃｕ：０．２０％未満、
   Ｂ ：０．００５％未満、
   Ａｌ：０．０２５％未満、
   Ｐ ：０．０２０％未満、
   Ｓ ：０．０１０％未満、及び
   Ｏ ：０．０１０％未満、
   に制限し、
   残部はＦｅ及び不純物である前記母材を準備する工程と、
   前記母材に開先を形成する工程と、
   前記開先の表面と、前記開先の表面から３０〜１００ｍｍの溶接前熱処理深さだけ離れた位置との間の領域を、１０５０〜１２００℃の温度に加熱し、当該温度に２〜３０分保持する溶接前熱処理工程と、
   前記溶接前熱処理工程後、前記開先を溶接して前記溶接金属を形成する溶接工程と、
   前記溶接工程後、前記開先の表面と、前記開先の表面から前記溶接前熱処理深さ以上１００ｍｍ以下の距離だけ離れた位置との間の領域を、７２０〜７８０℃の温度に加熱し、当該温度に３０分以上かつ式（１）を満たす時間保持する溶接後熱処理工程とを備える、フェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法。
   （Ｌｏｇ（ｔ）＋１２）・（Ｔ＋２７３）＜１３８１０ （１）
   ここで、ｔは保持時間であり、Ｔは温度である。ｔの単位は時間であり、Ｔの単位は℃である。Ｌｏｇは常用対数である。
2. 請求項１に記載の製造方法であって、
   前記溶接前熱処理工程を、２回以上に分けて実施する、フェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法。
3. 請求項１又は２に記載の製造方法であって、
   前記溶接熱影響部の大角粒界上に析出するＭ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径が３００ｎｍ以下であり、
   前記大角粒界上の前記Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒子表面間距離が２００ｎｍ以下であり、
   前記大角粒界の前記Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物による被覆率が４０％以上である、フェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法。
   ただし、前記Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物のＭは、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ及びＷの１種又は２種以上が合計で７０原子％以上である。
4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の製造方法であって、
   前記母材の化学組成が、質量％で、
   Ｗ ：１．５〜２．０％、及び
   Ｒｅ：０．５〜３．５％、
   からなる群から選択される１種又は２種を含有する、フェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法。
5. 請求項１〜４のいずれか一項に記載の製造方法であって、
   前記母材の化学組成が、質量％で、
   Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、及び
   Ｚｒ：０．００５〜０．１５％、
   からなる群から選択される１種又は２種を含有する、フェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法。
6. 請求項１〜５のいずれか一項に記載の製造方法であって、
   前記母材の化学組成が、質量％で、
   Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
   Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
   Ｙ ：０．０１００〜０．０５００％、
   Ｃｅ：０．０１００〜０．０５００％、及び
   Ｌａ：０．０１００〜０．０５００％、
   からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、フェライト系耐熱鋼溶接構造体の製造方法。
7. 母材、溶接熱影響部、及び溶接金属を含むフェライト系耐熱鋼溶接構造体であって、
   母材の化学組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．０２〜０．４５％、
   Ｍｎ：０．４０〜０．８０％、
   Ｃｒ：８．０〜１２．０％、
   Ｎ ：０．００３〜０．０８０％、
   Ｍｏ：０．３０〜１．３０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
   Ｖ ：０．００５〜０．５０％、
   Ｗ ：０〜２．０％、
   Ｒｅ：０〜３．５％、
   Ｔｉ：０〜０．１５％、
   Ｚｒ：０〜０．１５％、
   Ｃａ：０〜０．００５０％、
   Ｍｇ：０〜０．００５０％、
   Ｙ ：０〜０．０５００％、
   Ｃｅ：０〜０．０５００％、及び
   Ｌａ：０〜０．０５００％、
   を含有し、
   Ｎｉ：０．２０％未満、
   Ｃｕ：０．２０％未満、
   Ｂ ：０．００５％未満、
   Ａｌ：０．０２５％未満、
   Ｐ ：０．０２０％未満、
   Ｓ ：０．０１０％未満、及び
   Ｏ ：０．０１０％未満、
   に制限し、
   残部はＦｅ及び不純物であり、
   前記溶接熱影響部の大角粒界上に析出するＭ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒径が３００ｎｍ以下であり、
   前記大角粒界上の前記Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物の平均粒子表面間距離が２００ｎｍ以下であり、
   前記大角粒界の前記Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物による被覆率が４０％以上である、フェライト系耐熱鋼溶接構造体。
   ただし、前記Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物のＭは、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ及びＷの１種又は２種以上が合計で７０原子％以上である。

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