JPH06299233A - 耐高温高圧水中応力腐食割れ性に優れた炭素鋼の熱処理法 - Google Patents
耐高温高圧水中応力腐食割れ性に優れた炭素鋼の熱処理法Info
- Publication number
- JPH06299233A JPH06299233A JP8283393A JP8283393A JPH06299233A JP H06299233 A JPH06299233 A JP H06299233A JP 8283393 A JP8283393 A JP 8283393A JP 8283393 A JP8283393 A JP 8283393A JP H06299233 A JPH06299233 A JP H06299233A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- carbon steel
- welding
- temperature
- less
- pressure water
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Arc Welding In General (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】高温高圧水中耐応力割れ腐食性に優れた炭素鋼
の熱処理法及び溶接法を提供する。 【構成】炭素鋼をＡｃ3 点以上Ａｃ3 点プラス３０℃以
下で加熱後急冷する熱処理又は炭素鋼の希釈率を少なく
し溶接材のＣ量＋溶接材のＣ量×０.６ 以下となるよう
に溶接することを特徴とする高温高圧水中耐応力腐食割
れ性に優れた炭素鋼の熱処理法及び溶接法。
の熱処理法及び溶接法を提供する。 【構成】炭素鋼をＡｃ3 点以上Ａｃ3 点プラス３０℃以
下で加熱後急冷する熱処理又は炭素鋼の希釈率を少なく
し溶接材のＣ量＋溶接材のＣ量×０.６ 以下となるよう
に溶接することを特徴とする高温高圧水中耐応力腐食割
れ性に優れた炭素鋼の熱処理法及び溶接法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高温高圧水に接する炭素
鋼、特に沸騰水型原子炉（以下ＢＷＲと称する）用炭素
鋼配管及び炭素鋼溶接配管・機器の腐食損傷を防止する
ために好適な熱処理及び溶接法に関するものである。
鋼、特に沸騰水型原子炉（以下ＢＷＲと称する）用炭素
鋼配管及び炭素鋼溶接配管・機器の腐食損傷を防止する
ために好適な熱処理及び溶接法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＢＷＲの炉廻り配管には炭素鋼が多数使
用されている。従来、炭素鋼はＢＷＲの炉水環境では一
般に良好な耐食性を示し、信頼性の高い材料として実機
プラントにおいて良好な実績を重ねて来ていることか
ら、炭素鋼の高温高圧水中環境下でのＳＣＣに関する特
許は見当らない。
用されている。従来、炭素鋼はＢＷＲの炉水環境では一
般に良好な耐食性を示し、信頼性の高い材料として実機
プラントにおいて良好な実績を重ねて来ていることか
ら、炭素鋼の高温高圧水中環境下でのＳＣＣに関する特
許は見当らない。
【０００３】一方、特開昭53−138916号公報に記載のよ
うに、サワー系原油または天然ガス等を輸送するための
ラインパイプの溶接部にＨ2Ｓ による応力腐食割れが生
じ、問題となっていることが知られている。また、特開
昭61−113722号公報には主にラインパイプの水素誘起割
れや硫化物応力腐食割れを防止するための熱処理方法が
記載されている。これらの従来技術はいずれも石油や天
然ガス等を輸送するラインパイプに関するものがほとん
どである。従って、これらの技術は本発明で対象として
いる原子炉水環境中での腐食損傷防止技術とは全く異な
ったものである。
うに、サワー系原油または天然ガス等を輸送するための
ラインパイプの溶接部にＨ2Ｓ による応力腐食割れが生
じ、問題となっていることが知られている。また、特開
昭61−113722号公報には主にラインパイプの水素誘起割
れや硫化物応力腐食割れを防止するための熱処理方法が
記載されている。これらの従来技術はいずれも石油や天
然ガス等を輸送するラインパイプに関するものがほとん
どである。従って、これらの技術は本発明で対象として
いる原子炉水環境中での腐食損傷防止技術とは全く異な
ったものである。
【０００４】ＢＷＲの炭素鋼配管溶接部（突合せ溶接，
すみ肉溶接）に関しては、従来大径管（肉厚：３８mmｔ
以上）の溶接構造物に対してのみＳＲ処理（応力除去処
理）が施されていたが、それ以外のものについては溶接
のままの状態で使用していた。
すみ肉溶接）に関しては、従来大径管（肉厚：３８mmｔ
以上）の溶接構造物に対してのみＳＲ処理（応力除去処
理）が施されていたが、それ以外のものについては溶接
のままの状態で使用していた。
【０００５】本発明では耐高温高圧水中ＳＣＣ性の観点
から溶接構造物の形状に係わらず、全ての溶接構造材に
対して、溶接残留応力を除去する熱処理を施すことを特
徴としている。
から溶接構造物の形状に係わらず、全ての溶接構造材に
対して、溶接残留応力を除去する熱処理を施すことを特
徴としている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上記従来技術はサワー
系原油または天然ガス等の湿潤な環境で発生する割れ現
象を取り扱ったものであり、高温高圧水中での腐食損傷
を防止するための技術に関しては全く配慮がされておら
ず、解決すべき技術課題が異なっていた。
系原油または天然ガス等の湿潤な環境で発生する割れ現
象を取り扱ったものであり、高温高圧水中での腐食損傷
を防止するための技術に関しては全く配慮がされておら
ず、解決すべき技術課題が異なっていた。
【０００７】本発明の目的は、ＢＷＲ炉水環境における
炭素鋼並びに炭素鋼溶接部の腐食損傷を解消するため
に、使用炭素鋼のＣ量に見合った焼入れ温度または焼な
まし温度を設定し、更にパーライトを均質化するための
焼もどし処理を施すこと、更に炭素鋼溶接部においては
従来考慮されてなかった溶接時の溶融による希釈率を２
０％以下に抑制し、更に溶接構造物の形状によらず溶接
後に熱処理を施して溶接部の溶接残留応力を完全に除去
することにある。
炭素鋼並びに炭素鋼溶接部の腐食損傷を解消するため
に、使用炭素鋼のＣ量に見合った焼入れ温度または焼な
まし温度を設定し、更にパーライトを均質化するための
焼もどし処理を施すこと、更に炭素鋼溶接部においては
従来考慮されてなかった溶接時の溶融による希釈率を２
０％以下に抑制し、更に溶接構造物の形状によらず溶接
後に熱処理を施して溶接部の溶接残留応力を完全に除去
することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、まず高温高圧水中における炭素鋼のＳＣＣ発生起点
となる孔食の発生を抑制するための熱処理技術を見い出
した。この場合、焼入れ温度または焼なまし温度は結晶
粒径の粗大化を阻止し、結晶粒度番号を６以上にするた
めに、Ｆｅ−Ｃ系状態図のＡｃ3 点＋３０℃未満の温度
で加熱保持後室温まで急却することにした。また、パー
ライトの析出によるフェライト−セメンタイトの相ひず
みを緩和し、組織の均質化を図るために、５５０℃〜Ａ
ｃ1 点以下の温度で加熱保持後室温まで冷却することに
した。
に、まず高温高圧水中における炭素鋼のＳＣＣ発生起点
となる孔食の発生を抑制するための熱処理技術を見い出
した。この場合、焼入れ温度または焼なまし温度は結晶
粒径の粗大化を阻止し、結晶粒度番号を６以上にするた
めに、Ｆｅ−Ｃ系状態図のＡｃ3 点＋３０℃未満の温度
で加熱保持後室温まで急却することにした。また、パー
ライトの析出によるフェライト−セメンタイトの相ひず
みを緩和し、組織の均質化を図るために、５５０℃〜Ａ
ｃ1 点以下の温度で加熱保持後室温まで冷却することに
した。
【０００９】上記目的を達成するために、炭素鋼−炭素
鋼溶接部のＳＣＣの発生を抑制するための溶接−熱処理
技術を見い出した。この場合、溶接金属部は溶接により
炭素鋼−炭素鋼母材が溶融して母材のＣが溶着金属（溶
接棒）のＣと融合するため、Ｃ量が溶着金属（溶接棒）
のＣ量より増大し、孔食発生の要因であるパーライトの
析出量が増え、前述した相ひずみも増大して、ＳＣＣ感
受性が高くなる。それを防止するためには溶接時の希釈
を抑制して、溶接金属部への母材からのＣの流入を阻止
して、高温水ＳＣＣ感受性を低減する必要がある。その
ために、溶接金属部のＣ量を溶着金属（溶接棒）のＣ量
＋溶着金属のＣ量×０.６ 以下とし、希釈率を２０％以
下にするような低入熱の溶接を実施することにした。ま
た、溶接部のＳＣＣ感受性を更に低減するために、溶接
構造物の形状によらず溶接後には溶接による残留応力を
完全に除去するため、５５０℃〜Ａｃ1 点以下の温度で
加熱保持後室温まで冷却した。
鋼溶接部のＳＣＣの発生を抑制するための溶接−熱処理
技術を見い出した。この場合、溶接金属部は溶接により
炭素鋼−炭素鋼母材が溶融して母材のＣが溶着金属（溶
接棒）のＣと融合するため、Ｃ量が溶着金属（溶接棒）
のＣ量より増大し、孔食発生の要因であるパーライトの
析出量が増え、前述した相ひずみも増大して、ＳＣＣ感
受性が高くなる。それを防止するためには溶接時の希釈
を抑制して、溶接金属部への母材からのＣの流入を阻止
して、高温水ＳＣＣ感受性を低減する必要がある。その
ために、溶接金属部のＣ量を溶着金属（溶接棒）のＣ量
＋溶着金属のＣ量×０.６ 以下とし、希釈率を２０％以
下にするような低入熱の溶接を実施することにした。ま
た、溶接部のＳＣＣ感受性を更に低減するために、溶接
構造物の形状によらず溶接後には溶接による残留応力を
完全に除去するため、５５０℃〜Ａｃ1 点以下の温度で
加熱保持後室温まで冷却した。
【００１０】
【作用】炭素鋼のＣ量を低減するのは、パーライトの析
出量を抑制するためである。それによって孔食の発生領
域を減少させることができ、高温水ＳＣＣ感受性も低減
できる。また、焼入れ温度または焼なまし温度をＡｃ3
点＋３０℃未満にするのは、焼入れまたは焼なまし効果
を損うことなく結晶粒径の粗大化を防止し、結晶粒度番
号を６以上にするためである。焼入れ温度または焼なま
し温度をＡｃ3 点＋３０℃以上にすると、結晶粒径が粗
大化して、パーライトの析出成長が促進され、それに伴
なって孔食も発生し易くなるため、高温水ＳＣＣ感受性
が高くなる。従って、高温水ＳＣＣ感受性を低減するた
めには結晶粒径の微細化が有効である。さらに、５５０
℃〜Ａｃ1 点以下の温度で加熱保持するのは、焼入れま
たは焼なまし処理により析出したパーライトのフェライ
ト−セメンタイトの相ひずみを除去し、組織の均質化を
図るためである。それによって、高温水中でのパーライ
トの優先溶解が抑制され、高温水ＳＣＣ感受性の低減が
図れる。
出量を抑制するためである。それによって孔食の発生領
域を減少させることができ、高温水ＳＣＣ感受性も低減
できる。また、焼入れ温度または焼なまし温度をＡｃ3
点＋３０℃未満にするのは、焼入れまたは焼なまし効果
を損うことなく結晶粒径の粗大化を防止し、結晶粒度番
号を６以上にするためである。焼入れ温度または焼なま
し温度をＡｃ3 点＋３０℃以上にすると、結晶粒径が粗
大化して、パーライトの析出成長が促進され、それに伴
なって孔食も発生し易くなるため、高温水ＳＣＣ感受性
が高くなる。従って、高温水ＳＣＣ感受性を低減するた
めには結晶粒径の微細化が有効である。さらに、５５０
℃〜Ａｃ1 点以下の温度で加熱保持するのは、焼入れま
たは焼なまし処理により析出したパーライトのフェライ
ト−セメンタイトの相ひずみを除去し、組織の均質化を
図るためである。それによって、高温水中でのパーライ
トの優先溶解が抑制され、高温水ＳＣＣ感受性の低減が
図れる。
【００１１】溶接部において、溶接時の希釈によって増
大する溶接金属のＣ量を抑制する（Ｃ量≦溶着金属のＣ
量＋溶着金属のＣ量×０.６ ，希釈率≦２０％）のは前
述したとおり耐ＳＣＣ性の点で有害なパーライトの析出
を抑制するためである。この場合、低入熱溶接を施工す
ることにより目的が達成できる。低入熱溶接法として
は、ＭＩＧ（ミグ）溶接法などがある。
大する溶接金属のＣ量を抑制する（Ｃ量≦溶着金属のＣ
量＋溶着金属のＣ量×０.６ ，希釈率≦２０％）のは前
述したとおり耐ＳＣＣ性の点で有害なパーライトの析出
を抑制するためである。この場合、低入熱溶接を施工す
ることにより目的が達成できる。低入熱溶接法として
は、ＭＩＧ（ミグ）溶接法などがある。
【００１２】さらに、溶接後に５５０℃〜Ａｃ1 点以下
の温度で加熱保持するのは、溶接による溶接部の残留応
力を除するためである。それによって、内部応力が緩和
・除去されるので、高温水ＳＣＣ感受性を著しく低減す
ることができる。
の温度で加熱保持するのは、溶接による溶接部の残留応
力を除するためである。それによって、内部応力が緩和
・除去されるので、高温水ＳＣＣ感受性を著しく低減す
ることができる。
【００１３】特に、初層の溶接部のＣ量を母材のＣ量の
希釈率とルート間隔とから考慮して溶接する必要があ
り、０.１％ 以下とするのが好ましく、より０.０６〜
０.０８％とするのが好ましい。
希釈率とルート間隔とから考慮して溶接する必要があ
り、０.１％ 以下とするのが好ましく、より０.０６〜
０.０８％とするのが好ましい。
【００１４】母材の炭素鋼は熱間シームレス鋼管、電気
抵抗溶接鋼管が製造のまま、冷間シームレス鋼管が製造
後焼なまし又は焼ならしが施されたものが用いられる。
抵抗溶接鋼管が製造のまま、冷間シームレス鋼管が製造
後焼なまし又は焼ならしが施されたものが用いられる。
【００１５】
実施例１ 供試材は市販の熱間シームレス炭素鋼管で、表１に化学
組成（重量％）を示す。表２に供試材の熱処理条件を示
す。実験には、（ａ）８８０°×１ｈ→ＡＣ，（ｂ）９
５０℃×１ｈ→ＡＣ，（ｃ）１０５０℃×１ｈ→ＡＣ処
理を施した熱処理材と（ａ)，(ｂ）及び（ｃ）処理を施
した後に６２０℃×２ｈの処理を施した（ａ）−１，
（ｂ）−１，（ｃ）−１の計６種類の試料を供した。試
験条件は次の示すとおりである。
組成（重量％）を示す。表２に供試材の熱処理条件を示
す。実験には、（ａ）８８０°×１ｈ→ＡＣ，（ｂ）９
５０℃×１ｈ→ＡＣ，（ｃ）１０５０℃×１ｈ→ＡＣ処
理を施した熱処理材と（ａ)，(ｂ）及び（ｃ）処理を施
した後に６２０℃×２ｈの処理を施した（ａ）−１，
（ｂ）−１，（ｃ）−１の計６種類の試料を供した。試
験条件は次の示すとおりである。
【００１６】試験温度：２８８℃ 試験圧力：８５kg／cm2 溶存酸素：８ppm（大気バブリング） 電導度 ：＜１.０μＳ／cm 再生循環純水 ＳＣＣ試験：ＳＳＲＴ試験 ひずみ速度：８.３×１０-7／ｓ 評価 ：ＳＣＣ破面率（％）
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】表３は試験結果をまとめて示す。なお、本
試験条件は実機使用条件に比較して非常に過酷なもので
通常、過酷評価条件として採用しているものである。高
温水ＳＣＣ感受性（ＳＣＣ破面率）は熱処理条件によっ
て異なり、焼入れ温度が高くなるにつれて記号の（ａ）
＜（ｂ）＜（ｃ）の順に高く示された。この場合、結晶
粒径も焼入れ温度が高くなるにつれて（ａ）＜（ｂ）＜
（ｃ）の順に大きく（結晶粒度番号は小さく）なり、高
温水ＳＣＣ感受性は焼入れ温度と結晶粒径とに依存して
いることが知られた。すなわち、高温水ＳＣＣ感受性
は、本発明の記号（ａ）の８８０℃×１ｈ→ＡＣまた
は、記号(ａ)−１の８８０℃×１ｈ→ＡＣ＋６２０℃×
２ｈ→ＡＣの処理を施し、結粒径を微細（粒度番号７）
にすることにより、低減することができることが明らか
となった。
試験条件は実機使用条件に比較して非常に過酷なもので
通常、過酷評価条件として採用しているものである。高
温水ＳＣＣ感受性（ＳＣＣ破面率）は熱処理条件によっ
て異なり、焼入れ温度が高くなるにつれて記号の（ａ）
＜（ｂ）＜（ｃ）の順に高く示された。この場合、結晶
粒径も焼入れ温度が高くなるにつれて（ａ）＜（ｂ）＜
（ｃ）の順に大きく（結晶粒度番号は小さく）なり、高
温水ＳＣＣ感受性は焼入れ温度と結晶粒径とに依存して
いることが知られた。すなわち、高温水ＳＣＣ感受性
は、本発明の記号（ａ）の８８０℃×１ｈ→ＡＣまた
は、記号(ａ)−１の８８０℃×１ｈ→ＡＣ＋６２０℃×
２ｈ→ＡＣの処理を施し、結粒径を微細（粒度番号７）
にすることにより、低減することができることが明らか
となった。
【００２０】なお、従来材と本発明材との熱処理の相違
は、本発明の焼入れ処理がＡｃ3 点＋３０℃未満の温度
であることに対して、従来材はＡｃ3 点＋３０℃〜５０
℃の温度あるいはＡｃ3 点＋３０℃以上の温度で焼入れ
処理している点である。また、焼入れ処理後に焼もどし
処理を施（６２０℃×２ｈ→ＡＣ）した試料の記号
（ａ）−１，（ｂ）−１及び（ｃ）−１は焼もどし処理
により、高温水ＳＣＣ感受性が若干改善されることが知
られ、耐高温水ＳＣＣ性改善には焼入れ後の焼もどし処
理が有効であることが示された。
は、本発明の焼入れ処理がＡｃ3 点＋３０℃未満の温度
であることに対して、従来材はＡｃ3 点＋３０℃〜５０
℃の温度あるいはＡｃ3 点＋３０℃以上の温度で焼入れ
処理している点である。また、焼入れ処理後に焼もどし
処理を施（６２０℃×２ｈ→ＡＣ）した試料の記号
（ａ）−１，（ｂ）−１及び（ｃ）−１は焼もどし処理
により、高温水ＳＣＣ感受性が若干改善されることが知
られ、耐高温水ＳＣＣ性改善には焼入れ後の焼もどし処
理が有効であることが示された。
【００２１】
【表３】
【００２２】図２は炭素鋼の高温水ＳＣＣ感受性につい
て示したもので、斜線で示した温度範囲の熱処理を施す
ことにより、従来材に比較して著るしく改善されること
が明らかとなった。
て示したもので、斜線で示した温度範囲の熱処理を施す
ことにより、従来材に比較して著るしく改善されること
が明らかとなった。
【００２３】実施例２ 供試材は記号Ａ〜Ｈの８ヒートで、表４に供試材の化学
組成を示す。供試材のうち記号Ｄ〜Ｈの５ヒートは溶接
時の溶融による希釈（記号Ａの溶着金属に記号Ｂと記号
ＣからのＣの流入）を想定して、希釈率を１０〜９０％
に変化させた溶接金属希釈模擬材である。各試料は真空
溶解（１０-4〜１０-5torr）にて５kgのインゴットを製
造したものである。試験条件は先の実施例（１）におけ
る場合と同様である。
組成を示す。供試材のうち記号Ｄ〜Ｈの５ヒートは溶接
時の溶融による希釈（記号Ａの溶着金属に記号Ｂと記号
ＣからのＣの流入）を想定して、希釈率を１０〜９０％
に変化させた溶接金属希釈模擬材である。各試料は真空
溶解（１０-4〜１０-5torr）にて５kgのインゴットを製
造したものである。試験条件は先の実施例（１）におけ
る場合と同様である。
【００２４】
【表４】
【００２５】図３は試験結果をまとめて示す。Ｃ含有量
が０.０４％ と低い溶着金属はＳＣＣ感受性を全く示さ
ず、高い耐高温水ＳＣＣ性を有している。これは前述し
たとおり、耐ＳＣＣ性を向上させる上では低Ｃ化が有効
であることを示している。一方、溶接希釈模擬材の高温
水ＳＣＣ感受性は希釈率が大きく、Ｃ含有量が増大する
に従って高くなる傾向が示された。すなわち、実際（実
機）の溶接部の希釈の程度は溶接施工条件に依存してい
ることから、溶接部の高温水ＳＣＣ感受性を低減させる
には溶接による希釈を極力抑制する必要があり、そのた
めの溶接施工法の改善が重要である。溶接時の希釈率を
下げるには低入熱による溶接施工が望ましい。しかし、
現実的には溶接時の希釈率をゼロにすることは技術的に
不可能であることから、許容希釈率としては２０％以下
とすることが望ましい。また、低入熱溶接施工法として
はミグ（ＭＩＧ）溶接法が有望である。
が０.０４％ と低い溶着金属はＳＣＣ感受性を全く示さ
ず、高い耐高温水ＳＣＣ性を有している。これは前述し
たとおり、耐ＳＣＣ性を向上させる上では低Ｃ化が有効
であることを示している。一方、溶接希釈模擬材の高温
水ＳＣＣ感受性は希釈率が大きく、Ｃ含有量が増大する
に従って高くなる傾向が示された。すなわち、実際（実
機）の溶接部の希釈の程度は溶接施工条件に依存してい
ることから、溶接部の高温水ＳＣＣ感受性を低減させる
には溶接による希釈を極力抑制する必要があり、そのた
めの溶接施工法の改善が重要である。溶接時の希釈率を
下げるには低入熱による溶接施工が望ましい。しかし、
現実的には溶接時の希釈率をゼロにすることは技術的に
不可能であることから、許容希釈率としては２０％以下
とすることが望ましい。また、低入熱溶接施工法として
はミグ（ＭＩＧ）溶接法が有望である。
【００２６】いずれにしても、溶接部の高温水ＳＣＣ感
受性を改善するためには、溶接時における希釈を極力抑
制することにより、Ｃの流入によるＣ量の増大を阻止す
ることが重要である。
受性を改善するためには、溶接時における希釈を極力抑
制することにより、Ｃの流入によるＣ量の増大を阻止す
ることが重要である。
【００２７】また、Ｃ含有量を低減させることは高温水
ＳＣＣの起点となるパーライトの析出をも抑制し、耐Ｓ
ＣＣ性を改善する上で有効であることも明らかとなっ
た。
ＳＣＣの起点となるパーライトの析出をも抑制し、耐Ｓ
ＣＣ性を改善する上で有効であることも明らかとなっ
た。
【００２８】溶接構造物において、高温水ＳＣＣ感受性
が一番敏感な部位は溶接部特に溶接金属部である。図４
は一般的な突合わせ溶接部の残留応力分布を示したもの
であり、残留応力が溶接金属（Ｄｅｐｏ）の中心部で最
大となっている。また、図５は炭素鋼の高温水ＳＣＣ感
受性に対する応力依存性を示したものである。以上の図
４及び図５より溶接部の耐高温水ＳＣＣ性改善には残留
応力の低減が重要であることが明らかである。従って、
本発明においては、炭素鋼溶接構造物に対しては形状等
に係わらず、全ての溶接部材に残留応力除去処理を施す
ことにした。残留応力除去は５５０℃〜Ａｃ1 点以下の
温度で加熱保持することにより達成できる。表５は溶着
金属，母材及び溶接金属希釈模擬材のＳＳＲＴ試験結果
である。また、ＳＳＲＴ試験後の破面観察を行った。溶
着金属(Ｎo.６５Ｇ)は、ディンプル状の機械的な延性破
面を呈し、高温水ＳＣＣ感受性が求められず、高い耐Ｓ
ＣＣ性を示す。一方、ＳＣＣ感受性が認められた母材と
溶接金属希釈模擬材の破面には、いずれの場合にも擬へ
き開状の平滑な破面（fan−shape状）が観察され、粒内
型ＳＣＣ（ＴＧＳＣＣ）の特徴的な破面形態が認められ
た。母材の場合、ＳＦ５０Ａが１.６％ 、STPT49が２６
％のＳＣＣ破面率を示した。溶接金属希釈模擬材の場
合、希釈率が大きくなるにつれてＣ量も増大し、ＳＣＣ
破面率は２１％（１０％希釈模擬材）から６９％（９０
％希釈模擬材）に大きくなる傾向が示された。この場
合、ＳＣＣ感受性は母材に比べて溶接金属希釈模擬材の
方が高く示され、有意な差が認められたが、これは供試
材の製造履歴の相違により生じたものと考えられる。
が一番敏感な部位は溶接部特に溶接金属部である。図４
は一般的な突合わせ溶接部の残留応力分布を示したもの
であり、残留応力が溶接金属（Ｄｅｐｏ）の中心部で最
大となっている。また、図５は炭素鋼の高温水ＳＣＣ感
受性に対する応力依存性を示したものである。以上の図
４及び図５より溶接部の耐高温水ＳＣＣ性改善には残留
応力の低減が重要であることが明らかである。従って、
本発明においては、炭素鋼溶接構造物に対しては形状等
に係わらず、全ての溶接部材に残留応力除去処理を施す
ことにした。残留応力除去は５５０℃〜Ａｃ1 点以下の
温度で加熱保持することにより達成できる。表５は溶着
金属，母材及び溶接金属希釈模擬材のＳＳＲＴ試験結果
である。また、ＳＳＲＴ試験後の破面観察を行った。溶
着金属(Ｎo.６５Ｇ)は、ディンプル状の機械的な延性破
面を呈し、高温水ＳＣＣ感受性が求められず、高い耐Ｓ
ＣＣ性を示す。一方、ＳＣＣ感受性が認められた母材と
溶接金属希釈模擬材の破面には、いずれの場合にも擬へ
き開状の平滑な破面（fan−shape状）が観察され、粒内
型ＳＣＣ（ＴＧＳＣＣ）の特徴的な破面形態が認められ
た。母材の場合、ＳＦ５０Ａが１.６％ 、STPT49が２６
％のＳＣＣ破面率を示した。溶接金属希釈模擬材の場
合、希釈率が大きくなるにつれてＣ量も増大し、ＳＣＣ
破面率は２１％（１０％希釈模擬材）から６９％（９０
％希釈模擬材）に大きくなる傾向が示された。この場
合、ＳＣＣ感受性は母材に比べて溶接金属希釈模擬材の
方が高く示され、有意な差が認められたが、これは供試
材の製造履歴の相違により生じたものと考えられる。
【００２９】
【表５】
【００３０】高温水ＳＣＣ感受性と組織との関係を調ら
べた。ＳＣＣが認められなかった溶着金属（Ｎo.６５
Ｇ）は、Ｃ量が低いためにほとんどがフェライト単相で
かつ結晶粒が微細である。それに対して、高温水ＳＣＣ
感受性が認められた母材及び溶接金属希釈模擬材はいず
れもフェライト＋パーライトの混合組織を呈している。
溶接金属希釈模擬材は母材に比べて結晶粒径が大きく、
これが母材に比べてSCC感受性が高く現われた一因とも
考えられる。溶接金属希釈模擬材は希釈率が１０％から
９０％に大きくなるにつれてフェライト＋パーライト混
合組織のパーライト量が増大し、その増大に伴ってＳＣ
Ｃ感受性も高く示された。希釈率が大きくなるに従って
Ｃ含有量も増大し、Ｃの希釈が溶接金属の高温水ＳＣＣ
感受性を左右する主要な成分元素であることが示唆され
る。このように、炭素鋼の高温水ＳＣＣ感受性はパーラ
イトの析出挙動と良い相関関係を示し、組織依存性があ
ることが知られた。
べた。ＳＣＣが認められなかった溶着金属（Ｎo.６５
Ｇ）は、Ｃ量が低いためにほとんどがフェライト単相で
かつ結晶粒が微細である。それに対して、高温水ＳＣＣ
感受性が認められた母材及び溶接金属希釈模擬材はいず
れもフェライト＋パーライトの混合組織を呈している。
溶接金属希釈模擬材は母材に比べて結晶粒径が大きく、
これが母材に比べてSCC感受性が高く現われた一因とも
考えられる。溶接金属希釈模擬材は希釈率が１０％から
９０％に大きくなるにつれてフェライト＋パーライト混
合組織のパーライト量が増大し、その増大に伴ってＳＣ
Ｃ感受性も高く示された。希釈率が大きくなるに従って
Ｃ含有量も増大し、Ｃの希釈が溶接金属の高温水ＳＣＣ
感受性を左右する主要な成分元素であることが示唆され
る。このように、炭素鋼の高温水ＳＣＣ感受性はパーラ
イトの析出挙動と良い相関関係を示し、組織依存性があ
ることが知られた。
【００３１】実施例３ 実機溶接継手を作製した初層部の耐ＳＣＣ性を評価し
た。供試材は表６に示す化学組成（重量％）の熱間シー
ムレス鋼管で、管径３００mmφ，肉厚が２０mmｔの母材
（記号Ｃ）に図６に示すＶ字型の開先を設け初層を記号
ＡのＴＩＧ溶接棒で溶接し、２層目（Ｂ−１）から８層
目（Ｂ−７）までを記号Ｂのアーク溶接棒を用いて突き
合わせ溶接継手を作製した。初層のルート間隔は２.５m
m とした。表７はその時の溶接条件を示す。溶接（１）
が本発明の溶接法で電流，電圧，溶接，速度を調整する
ことにより従来法の溶接（２）より入熱量を１／２以下
の５ＫＪ／cmにした。なお、表中の速度及び入熱量は初
層部（ＴＩＧ溶接）の値をそれぞれに示した。この場合
の試験片は厚さ１mm，平行部幅２mm，平行部長さ６mmの
ミニ試験片とした。表８は初層Ａ部のＳＳＲＴ試験結果
を示す。本発明の溶接（１）によればＳＣＣ感受性は全
く認められず、従来溶接法に比べてＳＣＣ感受性を著る
しく低減することができることが明らかとなった。従っ
て、炭素鋼溶接部の耐ＳＣＣ性を向上させるためには、
初層の溶接入熱量を１０ＫＪ／cm以下、好ましくは５〜
８ＫＪ／cmとし、溶接時の希釈率を２０％以下、好まし
くは１０〜１５％にするような溶接することが重要であ
る。
た。供試材は表６に示す化学組成（重量％）の熱間シー
ムレス鋼管で、管径３００mmφ，肉厚が２０mmｔの母材
（記号Ｃ）に図６に示すＶ字型の開先を設け初層を記号
ＡのＴＩＧ溶接棒で溶接し、２層目（Ｂ−１）から８層
目（Ｂ−７）までを記号Ｂのアーク溶接棒を用いて突き
合わせ溶接継手を作製した。初層のルート間隔は２.５m
m とした。表７はその時の溶接条件を示す。溶接（１）
が本発明の溶接法で電流，電圧，溶接，速度を調整する
ことにより従来法の溶接（２）より入熱量を１／２以下
の５ＫＪ／cmにした。なお、表中の速度及び入熱量は初
層部（ＴＩＧ溶接）の値をそれぞれに示した。この場合
の試験片は厚さ１mm，平行部幅２mm，平行部長さ６mmの
ミニ試験片とした。表８は初層Ａ部のＳＳＲＴ試験結果
を示す。本発明の溶接（１）によればＳＣＣ感受性は全
く認められず、従来溶接法に比べてＳＣＣ感受性を著る
しく低減することができることが明らかとなった。従っ
て、炭素鋼溶接部の耐ＳＣＣ性を向上させるためには、
初層の溶接入熱量を１０ＫＪ／cm以下、好ましくは５〜
８ＫＪ／cmとし、溶接時の希釈率を２０％以下、好まし
くは１０〜１５％にするような溶接することが重要であ
る。
【００３２】
【表６】
【００３３】
【表７】
【００３４】
【表８】
【００３５】
【発明の効果】本発明によれば、ＢＷＲ炉水環境におい
て高い耐高温高圧水ＳＣＣ性を有する炭素鋼及び炭素鋼
溶接構造物が提供できるので、ＢＷＲの安全性が確保さ
れ、ひいては原子炉プラントの長寿命化を図ることがで
きる。
て高い耐高温高圧水ＳＣＣ性を有する炭素鋼及び炭素鋼
溶接構造物が提供できるので、ＢＷＲの安全性が確保さ
れ、ひいては原子炉プラントの長寿命化を図ることがで
きる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＢＷＲの系統図。
【図２】Ｆｅ−Ｃ状態図と本発明熱処理温度との関係を
示す図。
示す図。
【図３】ＳＣＣ破面率とＣ量との関係を示す図。
【図４】残留応力の関係を示す図。
【図５】破壊時間と応力との関係を示す図。
【図６】溶接部の開先と肉盛溶接の断面図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 服部 成雄 茨城県日立市幸町三丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立工場内 (72)発明者 安藤 昌視 茨城県日立市幸町三丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立工場内
Claims (8)
- 【請求項１】高温高圧水に接する炭素鋼を焼入れまたは
焼ならし処理を施し、結晶粒径を結晶粒度番号６以上の
細粒とし、孔食の発生を抑制することを特徴とした耐高
温高圧水中応力腐食割れ性に優れた炭素鋼の熱処理法。 - 【請求項２】高温高圧水に接する炭素鋼の溶接構造物の
製造法において、前記高温高圧水に接する側の初層を溶
接金属のＣ量が溶着金属のＣ量＋溶着金属のＣ量×０.
６ 以下の値となるように母材のＣ量より低いＣ量の溶
接材を用いて低入熱溶接を施し、次いで溶接部の溶接残
留応力を除去すべき熱処理を施すことを特徴とした、耐
高温高圧水中応力腐食割れ性に優れた炭素鋼溶接構造物
の製造法。 - 【請求項３】請求項１又は請求項２において、炭素鋼は
重量比で、Ｃ：０.５％ 以下，Ｓｉ：１.０％以下，Ｍ
ｎ：２.０％以下，Ｐ：０.０５％以下，Ｓ：０.０５％
以下，Ａｌ：０.０５％ 以下含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物元素を含むものである炭素鋼の製造法。 - 【請求項４】請求項１において、焼入れまたは焼ならし
処理はＦｅ−Ｃ系状態図のＡｃ3 点＋３０℃未満の温度
で加熱保持後急冷することを特徴とした、耐高温高圧水
中ＳＣＣ性に優れた炭素鋼の熱処理法。 - 【請求項５】請求項１において、焼入れまたは焼ならし
処理後５５０℃〜Ａｃ1 点以下の温度で加熱保持するこ
とによりパーライトを均質化することを特徴とした、耐
高温高圧水中ＳＣＣ性に優れた原子炉用炭素鋼の熱処理
法。 - 【請求項６】請求項２において、溶接金属は炭素鋼と炭
素鋼を溶接した溶接初層で、溶接初層部のＣ（ｗｔ％）
量は溶着金属（溶接棒）のＣ（ｗｔ％）量＋溶着金属
（溶接棒）のＣ（ｗｔ％）量×０.６ 以下の値であるこ
とを特徴とした、耐高温高圧水中ＳＣＣ性に優れた原子
炉用炭素鋼−炭素鋼溶接構造物の溶接法。 - 【請求項７】請求項２〜６のいずれかにおいて、前記溶
接金属は溶接時の溶融による希釈率が２０％以下である
ことを特徴とした、耐高温高圧水中ＳＣＣ性に優れた原
子炉用炭素鋼−炭素鋼溶接構造物の溶接法。 - 【請求項８】請求項２において、溶接残留応力除去熱処
理は溶接後に５５０℃〜Ａｃ1 点以下の温度で加熱保持
することを特徴とした、耐高温高圧水中ＳＣＣ性に優れ
た原子炉用炭素鋼−炭素鋼溶接構造物の熱処理法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8283393A JPH06299233A (ja) | 1993-04-09 | 1993-04-09 | 耐高温高圧水中応力腐食割れ性に優れた炭素鋼の熱処理法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8283393A JPH06299233A (ja) | 1993-04-09 | 1993-04-09 | 耐高温高圧水中応力腐食割れ性に優れた炭素鋼の熱処理法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06299233A true JPH06299233A (ja) | 1994-10-25 |
Family
ID=13785414
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8283393A Pending JPH06299233A (ja) | 1993-04-09 | 1993-04-09 | 耐高温高圧水中応力腐食割れ性に優れた炭素鋼の熱処理法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06299233A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001010591A1 (fr) * | 1999-08-06 | 2001-02-15 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Conduite en acier inoxydable soude de martensite |
| WO2015107701A1 (ja) * | 2014-01-14 | 2015-07-23 | 三菱重工業株式会社 | 溶接方法、補修方法、及び原子炉容器 |
| CN108994424A (zh) * | 2018-09-26 | 2018-12-14 | 上海核工程研究设计院有限公司 | 一种钢制安全壳免除焊后热处理焊接工艺 |
-
1993
- 1993-04-09 JP JP8283393A patent/JPH06299233A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001010591A1 (fr) * | 1999-08-06 | 2001-02-15 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Conduite en acier inoxydable soude de martensite |
| US6379821B2 (en) * | 1999-08-06 | 2002-04-30 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Martensitic stainless steel welded pipe |
| WO2015107701A1 (ja) * | 2014-01-14 | 2015-07-23 | 三菱重工業株式会社 | 溶接方法、補修方法、及び原子炉容器 |
| JP2015131326A (ja) * | 2014-01-14 | 2015-07-23 | 三菱重工業株式会社 | 溶接方法、補修方法、及び原子炉容器 |
| US10354764B2 (en) | 2014-01-14 | 2019-07-16 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Welding method, repairing method, and nuclear reactor vessel |
| CN108994424A (zh) * | 2018-09-26 | 2018-12-14 | 上海核工程研究设计院有限公司 | 一种钢制安全壳免除焊后热处理焊接工艺 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4445161B2 (ja) | 疲労強度に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| US20020189399A1 (en) | Method of producing stainless steels having improved corrosion resistance | |
| KR100516010B1 (ko) | 고강도 내열강의 다층 덧살올림 용접 이음부 및 그 용접방법과, 고강도 페라이트계 내열강의 다층 덧살올림 용접이음 용접 방법 | |
| KR20150101469A (ko) | 피복 아크 용접봉 | |
| JP2008266786A (ja) | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 | |
| EP0171132B1 (en) | Method for producing a weldable austenitic stainless steel in heavy sections | |
| JPH09217156A (ja) | ニッケル基合金製管状体およびその熱処理法 | |
| JPH06299233A (ja) | 耐高温高圧水中応力腐食割れ性に優れた炭素鋼の熱処理法 | |
| JPH09194998A (ja) | 溶接鋼管およびその製造方法 | |
| JPS6053108B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性にすぐれたニツケル基高クロム合金の製造方法 | |
| JP4196755B2 (ja) | 低炭素ステンレス鋼管の配管溶接継手とその製造方法 | |
| JP3263378B2 (ja) | Ｃｏ基合金の熱処理方法 | |
| JPH0787990B2 (ja) | 高強度Ｃｒ―Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接施工法 | |
| JP3533548B2 (ja) | 加工性に優れた耐熱用フェライト系ステンレス鋼パイプ | |
| JP2008144216A (ja) | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 | |
| JPH0787989B2 (ja) | 高強度Ｃｒ―Ｍｏ鋼のガスシールドアーク溶接施工法 | |
| JP2002224835A (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた高靱性高張力鋼の溶接方法 | |
| JPH09164425A (ja) | 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法 | |
| JP3869576B2 (ja) | 耐熱鋼の溶接方法 | |
| JPH0553855B2 (ja) | ||
| JPS60238423A (ja) | 二相系ステンレス鋼の溶接部の耐食性改善方法 | |
| JPH09194997A (ja) | 溶接鋼管およびその製造方法 | |
| JPH11256281A (ja) | 溶接施工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP2000063997A (ja) | マルテンサイト系ステンレス溶接鋼管 | |
| JPS6362566B2 (ja) |