KR20190042052A - 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법 및 페라이트계 내열강 용접 구조체 - Google Patents

Abstract

고농도의 B를 첨가하지 않고 Type IV 손상을 방지할 수 있으며, 또한 현지 시공성이 우수한 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법을 제공한다. Cr：8.0~12.0%, B：0.005% 미만 등을 포함하는 모재를 준비하는 공정과, 모재에 개선(開先)을 형성하는 공정과, 개선의 표면과, 개선의 표면으로부터 30~100mm의 용접 전 열처리 깊이만큼 떨어진 위치 사이의 영역을, 1050~1200℃의 온도로 가열하여, 당해 온도로 2~30분 유지하는 용접 전 열처리 공정과, 개선을 용접하여 용접 금속을 형성하는 용접 공정과, 개선의 표면과, 개선의 표면으로부터 용접 전 열처리 깊이 이상 100mm 이하의 거리만큼 떨어진 위치 사이의 영역을, 720~780℃의 온도로 가열하여, 당해 온도로 30분 이상 또한 식 (1)을 만족하는 시간 유지하는 용접 후 열처리 공정을 구비한다.
(Log (t)+12)·(T+273)＜13810 (1)

Description

페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법 및 페라이트계 내열강 용접 구조체

본 발명은, 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법 및 페라이트계 내열강 용접 구조체에 관한 것이다. 특히, 용접에 의해 결합되는 부위를 가지는 구조체로서, 고온에서 장기에 걸쳐 응력이 부가되는 구조체, 예를 들면, 발전 플랜트, 화학 플랜트 등에 이용되는 페라이트계 내열강 용접 구조체 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

에너지 자원의 수요가 증대 일로를 걷고 있으며, 모든 산업에 불가결한 에너지인 전력 또는 연료를 창출 내지는 정제하는 다양한 기술의 개발이 필요해지고 있다. 특히, 자원이 부족한 나라인 일본에서는, 당해 기술의 조기 완성이 강하게 요망되고 있다. 그러나, 재생 가능 에너지를 상용 베이스로 대량 또한 안정적으로 공급하는 것은 곤란하고, 그 일반적인 보급에는 비용 저감 기술 또는 에너지 저장 기술이 수반되지 않으면 안 된다. 그 때문에, 현재 상황의 에너지 전환 기술, 특히 화석 연료나 핵 연료를 전기 에너지로 변환하는 전력 플랜트, 구체적으로는 석탄 화력 발전 플랜트, 천연 가스 직접 연소식 화력 발전 플랜트, 원자력 발전 플랜트에 대부분을 의지할 수 밖에 없다. 한편으로 이와 같은 종래의 발전 기술의 과제는, 자원 수명은 원래부터, 환경 부하가 큰 것이며, 특히 CO₂ 배출 억제의 문제를 동시에 해결할 필요가 있어, 매우 중요한 과제이다. 또한, 차량의 동력원이 되는 화석 연료 중에 포함되는 유해 물질, 특히 SO_x로 대표되는 유황 산화물의 저감은, 향후 더욱 더 규제의 강화가 진행될 것으로 보여지고 있으며, 그 해결 수단인 석유 정제용 리액터에는, 종래에 없는 고온 고압 조업이 요망되는 상황에 있다.

현재 상황, 예를 들면 화력 발전의 효율은 약 40~50%로 정체되어 있고, 향후, 이산화탄소의 배출 증가를 억제하기 위해, 한층 더 고효율화가 요구되고 있다. 발전 플랜트에 한정되지 않고, 에너지 전환 시의 열효율은 온도와 압력으로 거의 결정되며, 발전 플랜트에서는, 발전기의 터빈을 구동시키는 증기의 온도가 높을 수록, 에너지의 변환 효율이 상승한다.

현재, 석탄 화력 발전소의 증기 온도는, 최고 620℃이지만, 온도를 100℃ 상승시키면 약 5%, 200℃ 상승시키면 약 10%의 효율 향상을 기대할 수 있다. 즉, 고온 고압에 있어서의 에너지 전환 기술로서의 발전 플랜트의 효율 개선이, 즉시 효과를 발휘하여, 상술한 환경·자원 문제를 동시에 해결할 수 있는 유용한 기술이 될 수 있다. 그러나, 발전기의 터빈을 구동시키는 증기의 온도를 높이려면, 터빈의 부재뿐 만이 아니라, 열교환기나 배관에 사용되는 내열강의 성능을 향상시키지 않으면 안 된다.

또, 석유 정제용 리액터에서는, 요구가 엄격해지는 고온 내식성의 향상과, 압력 용기이기 때문에 요구되는 고온 강도의 획득이 재료에 있어서의 장래 과제로서 제시되기에 이르고 있다. 이와 같은 배경 속에서, 특히 고온에서 사용되는 내열강의 고성능화에 큰 관심이 높아지고 있다.

내열강에 요구되는 성능 중, 크리프 특성은 특히 중요하며, 수십 년간, 플랜트를 가동시킬 수 있도록, 장기에 걸쳐 크리프 파단하지 않는 것이 필요하다. 지금까지, 600℃를 사용 온도의 상한으로 하여, 9% Cr페라이트계 내열강의 연구 개발이 행해져, 일본 원자력 보안원이 정하는 화력 발전 설비의 기술 해석에서는 화(火)STBA28이나 화STBA29 등의 고온용 페라이트계 내열강이 개발되어 실용화되고 있다. 이들 페라이트계 내열강은 열팽창률이 낮고, 열응력 기인의 크리프 피로 파괴나 배관 부재의 변형에 대한 내구성이 있다. 게다가 용접성 시공성에 있어서, 일반의 철강 재료와 다르지 않은 점이 특징이다. 또, 고가의 Ni 등의 합금 함유량이, 보다 고온에서 사용되는 오스테나이트계 내열강과 비교해 적어, 그 만큼 경제성도 우수한 점은 공업적인 관점에서 매력적이다. 그러나, 철의 원자 구조는 BCC(체심 입법 격자)이기 때문에 격자 상수가 커, 그 만큼 고온에 있어서의 물질의 확산이 빠르다. 그 때문에 장시간 내구성의 관점에서는, 오스테나이트계 내열강과 비교해 열위에 있는 것은 물리 화학적인 사상으로서 피하기 어렵다. 따라서, 크리프 파단 강도가 높은 페라이트계 내열강의 고강도화에 대한 기대는 항상 높으며, 오스테나이트계 내열강을 대체하는 페라이트계 내열강의 개발이 진행되고 있다.

페라이트계 내열강을 장시간 고온에서 사용하는데 있어서의 과제는 상기 크리프 강도가 오스테나이트계 내열강과 비교해 낮은 것에 더하여, 용접 이음매의 용접 열영향부에서 보여지는 국소적인 크리프 강도 저하 부위의 생성을 극히 피하기 어려운 것에 있다.

페라이트계 내열강은, 출발 조직에 저온 변태 조직(주로 베이나이트 또는 마텐자이트)을 이용하는 경우, 실온에서 안정적인 α상과 고온에서 안정적인 γ상 사이에 상변태하는 온도, 이른바 변태점을 가진다. 이 변태점이 고밀도의 전위를 내포하는 고강도의 저온 변태 조직 생성에 기여한다. 그러나 한편, 변태점 그 자체는 강재의 조직의 큰 변화(결정 격자를 형성하는 원자의 재배열)를 수반하기 때문에, 변태점에 걸친 열 이력을 받은 내열강의 조직은, 원래 높은 크리프 강도를 부여하기 때문에 도입한 초기의 조질 조직과는 크게 상이해진다.

이 현상의 영향을 가장 강하게 받는 것이 용접 이음매의 열영향부(이후 「HAZ」라고 칭한다.)의 조직이다. HAZ와 용접 금속의 융합부는 1500℃ 이상의 고온이며, 여기로부터 모재를 향하여 열영향이 미칠 때, 용접 금속으로부터의 거리에 따른 부위 마다의 최고 도달 온도(최고 가열 온도)에서 변화하는 조직의 연속체가 된다. 즉 HAZ는, 최고 가열 온도가 실온으로부터 1500℃까지 변화할 때에 발생하는 금속 조직이 용접 금속으로부터의 거리에 따라 연속한다는 조직 구성을 가지고 있다. 단, 이 조직은, 최고 가열 온도에 의한 유지 시간이 수초라는 단시간이기 때문에 특징적이고, 용접 금속에 가까운 측으로부터 「조립(粗粒) HAZ」, 「세립 HAZ」, 「2상역 HAZ」로 크게 분류된다.

도 1에, 용접 이음매의 HAZ를 포함하는 각 부위와, 조직 구성을 이 분류에 따라서 나타낸다. 도 1에 나타내는 바와 같이, 용접 금속(1)과 모재(5) 사이에 HAZ6이 형성되고, 이 HAZ6은, 용접 금속(1)측으로부터 순서대로, 조립 HAZ2, 세립 HAZ3, 2상역 HAZ4의 순서로 구성된다.

HAZ의 각 부위 중, 「세립 HAZ」에서 크리프 손상이 발생하여, 용접 이음매로부터 파괴되는 현상을 「Type IV 손상」이라고 칭한다. 당해 Type IV 손상은 페라이트계 내열강으로 이루어지는 용접 구조체에 있어서 아직도 해결되고 있지 않으며, 그 해결이 최근의 과제가 되어 있다. 즉, Type IV 손상은, 모재는 크리프 환경에 있어서, 건전하게 사용할 수 있는 시간, 온도 조건임에도 불구하고, 용접 이음매만이 선택적으로 크리프 변형되어 파괴에 이르는, 용접 이음매 특유의 파괴 현상이다.

최근에는, 이 현상이 종래 재료(이미 규격으로 등록되어 허용 응력이 결정되어 있는 재료)에서 발생하는 것이 필연인 것이 경험적으로 판명되어 있다. 그것으로부터, 용접 이음매까지 포함하여 안전하게 운용하기 위한 「용접 이음매 크리프 강도 저감 계수」로 불리는, 크리프 강도의 안전 계수가 세계 각국의 규격으로 제안되는 상황으로까지 되어 있다.

이 Type IV 손상은, 실용화되어 있는 모든 페라이트계 내열강에서 발생하며 불가피한 것으로 되어 있으며, 그 발생 기구는 다양한 논의가 이루어져 왔다.

용접 전에 있어서의 세립 HAZ가 되는 영역은, 원래 모재와 동일한 조직을 가지고 있는 페라이트계 내열강이지만, 이 영역은 용접에 의해, 변태점 바로 위의 온도에 수초간 노출되는 HAZ의 열사이클을 받는다. 또 용접에 의한 열에 의해, 모상 그 자체는 α→γ 변태를 일으켜, α상과 γ상의 C의 고용한도의 차로부터, 원래 조대하게 석출되어 있던 탄화물(페라이트계 내열강에서는 주로 M₂₃C₆형 탄화물) 이외의 탄화물은 γ상으로 순간적으로 재고용된다. 그러나, 특히 세립 HAZ에 있어서는, 조대하게 석출되어 있던 탄화물의 수십 퍼센트는, 축소는 하지만 미고용인 채로 잔존한다. 이것이, Type IV 손상의 최대의 원인인 것으로 생각되고 있다.

통상, 용접 후의 이음매에는, 용접 후 열처리(응력 제거 소둔, SR 처리라고도 칭해진다.)가 실시된다. 그 열처리 온도가 뜨임 온도와 수십도 밖에 다르지 않은 고온인 경우에는, 상술한 미고용인 채로 잔류한 탄화물은 고용된 탄소와 함께, 탄화물 형성 원소의 새로운 석출핵이 된다. 미고용인 채로 잔류한 탄화물은, 결과적으로 열사이클에 의해 조대화함과 동시에, 미세 탄화물의 석출 기회를 감소시킨다. 즉, 용접 전에 석출되어 있던 조대 탄화물이 미고용인 채로 잔존하면, 이른바 탄화물에 의한 「석출 강화능」을 소실해 버리는 것을, 본 발명자들은 연구의 결과 지견했다.

따라서, 상술과 같은 변태점을 가지며, 탄소를 함유시켜 탄화물을 석출시킴으로써 크리프 파단 강도를 높이고 있는 내열강에 있어서는, Type IV 손상은 불가피한 것을 이해할 수 있다. 즉, Type IV 손상은, 탄화물을 이용한 크리프 강화를 도모하는 내열강이면 어느 강종에서도 일어날 수 있는 것이며, 특히 고온에서 장시간 사용하는 것을 전제로 설계되어 있는 고Cr강에서는 현저하다. 저온에서의 사용을 주된 목적으로 한 저Cr내열강(1% 이하의 Cr을 함유하는 강종)에서도 발생하는 현상이지만, 고온에서 사용하지 않는 한은 문제되지는 않는다. 단, 그 적용 온도가 500℃ 이상의 고온이 되는 조건을 구비하는 화력 발전 플랜트에서는 당연히, Type IV 손상은 불가피한 과제로서 남아 있게 된다. 탄화물에 의한 석출 강화능을 크리프 강화에 적용하고 있지 않는 페라이트계 내열강은 전무하다고 해도 무방하다는 점, 탄소를 질소로 치환한 경우에도 완전히 동일한 현상이 발생할 수 있다는 점에서, Type IV 손상을 페라이트계 내열강에서 방지하는 것은 극히 곤란하다고도 할 수 있다.

Type IV 손상의 원인으로서 종래는, Type IV 손상이 세립역에서 발생하기 때문에, 「세립 HAZ에 있어서의 강도의 연화」로 설명되었던 시기가 있어, 결정 입경이 작음으로써 발생하는 「담금질성의 저하」에 의한 전위 강화의 소실이라는 생각도 있었다. 그러나, 「세립 HAZ」는, 「2상역 HAZ」나 「2상역 HAZ」 근방 모재보다 실온이나 고온의 강도(크리프 강도가 아니고, 단시간의 인장 시험 결과)가 높은 것이 상세한 연구의 결과 분명해지고 있어, 이들 가설은 현재 지지되고 있지 않다. 또 「담금질성의 저하」의 유무에 대해서는 확증을 얻지 못하고 있지만, 장시간의 크리프 강도를 지배하는 강화 인자는 주로 석출물이라는 이해가 일반적인 것이 되어 있는 현재에서는, 이 생각으로부터 세립　조직으로 인한 크리프 강도 저하 기구의 근거가 나타나 있지 않다. 즉, 이들 가설에 Type IV 손상의 직접적인 원인인 근거를 찾을 수 없다.

또한, 크리프 강도와 결정 입경의 관계는, 입계만이 변형될 수 있는 오스테나이트계 내열강에서는 역비례하는 것이 실험적으로도 알려져 있지만, 조직이 균일하게 변형될 수 있는 페라이트계 내열강에서는 상관이 없는 것이 알려져 있다. 따라서 「세립 HAZ」를 생성하지 않는 HAZ의 창출, 또는 「세립 HAZ」가 발생하기 어려운 페라이트계 내열강을 만일 제시할 수 있었다고 해도, 탄화물의 HAZ 열사이클에 의한 조대화를 방지할 수 없으면, Type IV 손상을 완전하게 방지하는 것은 곤란하다는 결론에 이르렀다.

일본 특허공개 2008-214753호 공보, 일본 특허공개 2008-248385호 공보, 일본 특허공개 2008-266785호 공보, 일본 특허공개 2008-266786호 공보, 및 일본 특허공개 2008-291363호 공보에는, 이와 같은 세립 HAZ의 생성을 종래의 페라이트계 내열강에서 방지하는 것을 목적으로 하고, B를 50ppm 이하 함유하는 강관 전체에 대해, 용접 전에 열처리(단시간의 불림 처리)를 실시하여, Type IV 손상 방지를 가능하게 하는 기술이 개시되어 있다. 이들 문헌에는, 이 열처리에 의해, 저온 변태 전의 오스테나이트 결정립의 평균 입경을 100μm 이상으로 하고, 저온 변태 조직의 세립화를 억제할 수 있다고 기재되어 있다.

당해 기술은, 용접 전의 단시간 불림 처리에 의해, 통상은 소실시키는 조직인 잔류 γ를 마텐자이트 라스 또는 베이나이트 입계에 일부러 잔존시켜, 용접 시의 재가열에 있어서 이들의 성장 및 합체를 촉진하여, 용접 전의 모재에 있어서 고온에서 생성되고 있던 구(舊)γ립을 재현하는 「조직 메모리 효과」를 활용한 기술이다.

이 기술에서는, 용접 전의 개선(開先)을 포함하는 부재(대부분의 경우 길이 10m 초과의 강관) 전체에 고온의 열처리를 실시하기 위한 노(爐)가 필요하기 때문에, 현지에서의 시공이 곤란하다. 또한, 강관 전체를 가열함으로써 제품인 강관의 변형이 발생하는 리스크, 또한 재가열을 위한 시간, 공정 부하가 큰 것이 과제가 되며, 현지 시공의 관점에서는 현실적인 해결책이 되고 있지 않다.

한편, 동일한 「조직 메모리 효과(이하, 간단히 「메모리 효과」라고 칭한다)」를 활용하는 기술로서 잔류 γ의 성장 및 합체를 필요로 하지 않는 강재 성분을 이용하는 강관의 제안이 일본 특허공개 2009-293063호 공보 및 일본 특허공개 2010-007094호 공보에 개시되어 있다.

이들은, 100ppm 이상의 고농도의 B를 첨가함으로써 발생하는 전단형 α→γ 변태식의 메모리 효과를 발휘시키는 것에 의한 효과를 노린 것이다. 모재의 구γ립을 고온에서 재현하는 점은 상기한 일본 특허공개 2008-214753호 공보 등에 기재된 기술과 동일하며, 세립역을 발생시키지 않는 기술이기 때문에, Type IV 손상을 일으키지 않는다고 생각되고 있다.

그러나, 일본 특허공개 2009-293063호 공보 및 일본 특허공개 2010-007094호 공보에 기재와 같은 고B 함유강인 경우는 「세립역의 생성 방지」는 도모되지만, 세립역 상당 부위에서는, 탄화물의 단시간에서의 재고용에 수반하는 부분 고용과 재석출을 통한 「탄화물의 조대화」가 충분히는 회피되고 있지 않다. 일본 특허공개 2009-293063호 공보 및 일본 특허공개 2010-007094호 공보에 기재된 기술은, 결정 조직이야말로 모재 동등하고, 또한 메모리 효과에 의해 탄화물의 석출 위치가 대각(大角) 입계인 상태이다. 그 때문에, 완전하게 재결정되어 세립역을 생성하고, 또한 조대화하는 탄화물의 석출 위치가 새롭게 생성되는 결정립계와는 무관계한 위치인 종래의 페라이트계 내열강과 비교하면, Type IV 손상의 발생은 경감(지연)되는 효과는 인정된다. 즉, 석출물의 조대화는 완전하게는 방지할 수 없지만, 입계 상의 석출물에 의한 일정한 조직 안정화는 도모된다. 그 때문에, 고B 함유강인 경우는 Type IV 손상 발생은 지연되고, 그 강도 저하는 예를 들면 10만 시간과 같은 한정된 장시간 사용에서는 효과가 있어, Type IV 손상 그 자체는 경감되고 있다고 할 수 있다. 그러나, 더 장시간의 크리프 환경 하에서는, 탄화물의 조대화가 선행되고 있는 만큼, HAZ의 크리프 강도의 저하는 피할 수 없다. 이것은, 장시간의 크리프 시험 결과, 특히 3만 시간 이상의 크리프 시험 결과로부터 분명해졌다.

또한, 상기 입계 상의 석출물에 의한 조직의 안정화는 최근 제창되어 온 새로운 강화 가설이며, 종래는 강화에는 유효하지 않다고 생각되어 왔다. 대각 입계 상의 조대 석출물에서도, 장시간 경과 후에 대각 입계가 이동할 수 있는 크리프 변형에 있어서는, 입계 이동 후에 남겨지는 열상(列狀)의 조대 탄화물이 전위의 이동 장벽이 될 수 있기 때문에, 특히 10만 시간을 초과하는 극히 장시간 크리프 변형에 있어서는 강화를 담당한다는 생각이다. Type IV 손상은, 이 열상으로 늘어섦으로써 입자간 거리를 좁게 하고 있는 조대 석출물열의 강화 효과를 완전하게 소실시키는 것이다. 따라서 장시간일수록 Type IV 손상에 의한 강도 저하가 현저해지는 이유를 설명할 수 있는 하나의 생각이다.

이들 방법 이외에, 용접한 강관을, 용접 구조체 전체의 재열처리(불림-뜨임)에 의해 모재와 동등한 조직으로 하는 기술이 일본 특허공개 2001-003120호 공보에 기재되어 있다. 이 방법은 용접 금속도 포함하여 열처리를 함으로써 이음매의 강도의 불균일을 해소하는 것이 목적이다. 그러나, 일본 특허공개 2008-214753호 공보 등에 기재된 열처리로보다 대형의 노가 필요하며, 현지에서의 시공성은 낮다. 또한 용접 금속은 본래, 용접한 주조 조직을 그대로 뜨임 온도보다 저온의 용접 후 열처리를 실시한 경우에 크리프 강도가 가장 높게 발휘될 수 있도록 합금 조성을 결정하고 있어, 모재 동등한 불림-뜨임과 같은 조질 공정에서 강도를 발휘할 수 있도록은 설계되어 있지 않은 것이 통상이다. 즉, 용접 금속까지 포함하여 재차 모재에 실시하는 열처리를 재차 부가하는 것은, 용접 이음매의 크리프 특성에 있어서 바람직하지 않다. 그 때문에, 결과적으로 이음매는 Type IV 손상과는 상이한, 「용접 금속의 크리프 강도 저하」에 의해 용접 금속으로부터 파단하게 되어, 결국 용접 이음매의 크리프 강도는 발휘될 수 없다. 즉, 일본 특허공개 2001-003120호 공보에 기재된 바와 같은 기술은, Type IV 손상 대책의 기술로서는 불완전하다고 할 수 밖에 없다.

일본 특허공개 2016-14178호 공보 및 일본 특허공개 2016-130339호 공보에는, B를 각각 100ppm 및 80ppm 이상 함유하는 강에 있어서, 국부 열처리에 의해 Type IV 손상을 방지하는 기술이 개시되어 있다. 이들 기술은, B 첨가강에서 현저한 라스 경계에 존재하는 잔류 γ를 이용한 조직 메모리 효과를 이용하는 것인데, 반대로 모재 혹은 용접 전 열처리를 실시한 부위에는 잔류 γ가 적다고는 해도 잔류할 가능성이 있어, 인성이 저하되기 쉬운 경향이 있다.

이상 대로, 현지 시공성이 우수하며, 완전하게 Type IV 손상을 일으키지 않는, 저온 변태 조직을 가지는 페라이트계 내열강 구조체는 미개발이다. 또 지금까지, 경제성이나 현지 시공성까지 고려한 Type IV 손상의 방지 기술은, B가 50ppm 이하만 함유하는 페라이트계 내열강에는 제안되어 있지 않았다.

본 발명의 목적은, 고농도의 B를 첨가하지 않고 Type IV 손상을 방지할 수 있으며, 또한 현지 시공성이 우수한 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법을 제공하는 것, 및 Type IV 손상이 없는 페라이트계 내열강 용접 구조체를 제공하는 것이다.

본 발명의 일실시 형태에 의한 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법은, 모재, 용접 열영향부, 및 용접 금속을 포함하는 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법으로서, 화학 조성이, 질량%로, 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%, 및 La：0~0.0500%를 함유하고, Ni：0.20% 미만, Cu：0.20% 미만, B：0.005% 미만, Al：0.025% 미만, P：0.020% 미만, S：0.010% 미만, 및 O：0.010% 미만으로 제한하고, 잔부는 Fe 및 불순물인 상기 모재를 준비하는 공정과, 상기 모재에 개선을 형성하는 공정과, 상기 개선의 표면과, 상기 개선의 표면으로부터 30~100mm의 용접 전 열처리 깊이만큼 떨어진 위치 사이의 영역을, 1050~1200℃의 온도로 가열하고, 당해 온도로 2~30분 유지하는 용접 전 열처리 공정과, 상기 용접 전 열처리 공정 후, 상기 개선을 용접하여 상기 용접 금속을 형성하는 용접 공정과, 상기 용접 공정 후, 상기 개선의 표면과, 상기 개선의 표면으로부터 상기 용접 전 열처리 깊이 이상 100mm 이하의 거리만큼 떨어진 위치 사이의 영역을, 720~780℃의 온도로 가열하고, 당해 온도로 30분 이상 또한 식 (1)을 만족하는 시간 유지하는 용접 후 열처리 공정을 구비한다.

(Log (t)+12)·(T+273)＜13810 (1)

여기서, t는 유지 시간이며, T는 온도이다. t의 단위는 시간이며, T의 단위는 ℃이다. Log는 상용로그이다.

본 발명의 일실시 형태에 의한 페라이트계 내열강 용접 구조체는, 모재, 용접 열영향부, 및 용접 금속을 포함하는 페라이트계 내열강 용접 구조체로서, 상기 모재의 화학 조성이, 질량%로, 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%, 및 La：0~0.0500%를 함유하고, Ni：0.20% 미만, Cu：0.20% 미만, B：0.005% 미만, Al：0.025% 미만, P：0.020% 미만, S：0.010% 미만, 및 O：0.010% 미만으로 제한하고, 잔부는 Fe 및 불순물이며, 상기 용접 열영향부의 대각 입계 상에 석출되는 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경이 300nm 이하이고, 상기 대각 입계 상의 상기 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입자 표면간 거리가 200nm 이하이며, 상기 대각 입계의 상기 M₂₃C₆형 탄화물에 의한 피복률이 40% 이상이다. 단, 상기 M₂₃C₆형 탄화물의 M은, Cr, Fe, Mo 및 W의 1종 또는 2종 이상이 합계 70원자% 이상이다.

본 발명에 의하면, 고농도의 B를 첨가하지 않고 Type IV 손상을 방지할 수 있으며, 또한 현지 시공성이 우수한 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법, 및 Type IV 손상이 없는 페라이트계 내열강 용접 구조체를 얻을 수 있다.

도 1은, 용접 이음매의 열영향부를 포함하는 각 부위와, 각 조직을 설명하기 위한 이음매의 개략 단면 모식도이다.
도 2는, 용접 열영향부의 조직 모델과 입계의 석출물에 의한 피복률의 개념 및 측정 방법을 설명하기 위한, 대각 입계 피복 상태의 모식도이다.
도 3은, 용접 전 열처리의 조건과 탄화물의 존재 형태의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는, 용접 이음매의 용접 전 맞댐 상황과 각 부 명칭, 및 용접 전 열처리 부여 범위를 나타내는 도면이다.
도 5는, 본 발명의 대상 강의 구γ립 조대화 경향과 유지 온도, 시간의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은, 본 발명의 대상 강의 구γ입경과 Charpy 충격 흡수 에너지의 관계를 나타내는 도면이다.
도 7은, 용접 후 열처리 조건을 나타내는 그래프이다.
도 8은, 용접 후 열처리 시간과 600℃, 10만 시간 추정 크리프 파단 강도의 관계를 나타내는 도면이다.
도 9는, 용접 이음매 인성과 용접 후 열처리의 유지 시간의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 10은, 용접 열처리 온도와 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 11은, M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경과 600℃ 추정 크리프 파단 강도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 12는, 용접 후 열처리 온도와 대각 입계 상의 M₂₃C₆형 탄화물 피복률의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 13은, 대각 입계 상의 M₂₃C₆형 탄화물에 의한 피복률과 600℃, 10만 시간 추정 크리프 파단 강도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 14는, 30mm 두께 온도 전파 상황 측정용 강판 시험편의 모식도(3면도)이다.
도 15는, 용접 개선면을 1050℃로 가열했을 때의, 깊이 방향 30mm 위치의 온도와 경과 시간의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 16은, 용접 개선면을 1050℃로 가열했을 때의, 깊이 방향의 온도 분포의 시간 변화를 나타내는 그래프이다.
도 17은, 라스 구조를 가지는 조직의 전자 현미경상이다.
도 18은, 라스 구조가 소실된 조직의 전자 현미경상이다.

본 발명의 과제는 이미 기재한 바와 같이, 소정의 주요 화학 성분 및 규제값을 만족하는 강재의 용접 이음매의 HAZ에 있어서, Type IV 손상이 발생하지 않고, 용접 이음매와 모재의 크리프 강도에 실질적인 차가 없는 용접 구조체를 제공하는 것이다. 대상으로 하는 강재의 Cr함유량은 8.0% 이상으로 한다. 내식성의 관점에서 적용 온도 범위를 500℃ 이상, 10만 시간의 크리프 파단 강도를 온도의 함수로서 고려하여, 그 대표값으로서 600℃의 파단 강도가 75MPa 이상인 것을 목표로 한다. 동시에 개선의 가공성, 용접의 시공성을 고려하여 용접 균열이 발생하기 어려운 인성의 기준으로서 0℃에 있어서의 Charpy 충격 인성값이 27J 이상인 것을 목표로 한다.

본 발명의 목적은, Type IV 손상의 근본 원인인 탄화물의 부분 고용을 통한 HAZ 열사이클에 의한 조대화를 완전하게 방지하는 것이다. 그 때문에 본 발명에서는, 구조체 자체에 Type IV 손상이 발생하기 어려운 화학 성분이 되도록, 성분 설계 상의 조치를 최대한 강구함과 함께, 용접 이음매의 개선의 근방 부분에 대해, 용접 전에 열처리를 실시함과 함께 당해 처리의 조건을 한정해서 적용한다.

본 발명의 페라이트계 내열강 용접 구조체란, 모재, HAZ, 용접 금속으로 구성되는 것이며, 그 형상은 특별히 한정되지 않고, 관형이나 판형이면 상관없다. 또, 구조체의 형상이 관형인 경우는 길이가 100mm 이상인 것, 판형인 경우는, 길이 또는 폭이 100mm 이상인 것에 적합하다. 또, 본 발명은 고온의 압력 용기 등을 적합한 대상으로 하기 때문에, 그 판두께(강관의 경우는 두께)는 4mm 이상이 바람직하다.

이하에 본 발명의 근간을 이루는 기술에 대해서, 실험 결과와 함께 설명한다.

하기에 나타내는 실험 결과는, 이하와 같이 제작한 시험편과 각종 실험을 이용하여 얻어진 것이다.

실험실에서, 300kg의 강재 용량을 가지는 고주파 유도 가열식 진공 용해로에서 표 1에 나타낸 화학 성분(mass%)의 강재를 용해하여 주조하고, 300kg 중량의 강괴로 했다. 그 후, 이 강괴를 대기 분위기의 전기로에서 1180℃로 재가열한 후 60분간 노 중에서 유지하고, 그 후 열간 압연 실험 장치에서 30mm 두께의 강판 시험편으로 열간 압연했다. 열간 압연은 900℃ 이상의 온도에서 종료하고, 그 후 방랭했다. 얻어진 강판 시험편은 그 후, 770℃에서 2시간 뜨임했다. 이 단계에서 라스 마텐자이트 구조를 가지는 것, M₂₃C₆형 탄화물을 주체로 하는 탄화물이 주로 석출되어 있는 것을, 광학 현미경, 투과형 전자 현미경(TEM), 주사형 전자 현미경(SEM), 전해 추출 잔사 정량 분석법으로 확인했다. 석출물의 종류는 TEM에 부속된 에너지 분산형 X선 분석(EDX), 및 전해 추출 잔사의 X선 회절에 의한 반사 피크의 에너지값에 의해 대조했다(정성 분석).

여기서, 「M₂₃C₆형 탄화물」에 있어서의 M은, Cr, Fe, Mo, 혹은 W를 합계하여 70원자% 이상인 것이다.

또한, M₂₃C₆형 탄화물에 의한 입계 피복률은, 배율 1만배의 SEM 관찰상과 박막의 TEM 관찰상에 의해, 대각 입계 상의 석출물의 길이 점유율에 의해 결정했다. 또, 입계의 성격(인접 결정 방위와의 법선 방위의 각도차)은 전자선 후방 산란 해석 장치(EBSD)에 의해 측정하여, 인접 결정립과 이루는 각이 15° 이상인 경우에 「대각 입계」인 것으로 판단했다. 여기서 대각 입계란 마텐자이트 또는 베이나이트의 결정학적 호칭인 「구γ입계」, 「패킷 입계」, 혹은 「블록 입계의 대부분」을 의미하며, 석출물의 석출핵으로서 유효한 결정 입계이다. 이 대각 입계 상의 석출물의 점유율은, 2차원 관찰 결과가, 3차원의 입계(경계)면 상의 면적 점유율에 거의 동일한 것으로 가정하여, 측정값을 그대로 사용했다. 이 값은 계산 해석에 의해 구하는 간이한 식으로 3차원의 값으로 변환할 수 있지만, 학술적으로 정확한 값을 구할 필요는 없다고 판단하여, 관찰 결과를 그대로 사용하는 것에 의한 편리성을 우선했다.

도 2는, HAZ의 조직 모델과 입계의 석출물에 의한 피복률의 계측 방법을 설명하기 위한, 대각 입계(9)(도면 중에는 2개 존재한다.)를 포함하는 조직의 탄화물에 의한 입계 피복의 개념도이다. 또한, 도 2 중의 L₁~L₁₀은, M₂₃C₆형 탄화물의 입계 상의 점유 길이(7)를 각각 따로따로 나타내고, La 및 Lb는, 각각 대각 입계 길이(8)를 나타낸다.

「입계 피복률」은, 도 2 중에 나타내는 바와 같이, 대각 입계(9) 상의 석출물 길이의 총합(도 2에서는, L₁~L₁₀까지의 총합)을 대각 입계 길이의 총합(La+Lb)으로 나눈 값이며, 완전하게 피복되어 있는 경우는 100%가 되고, 전혀 피복되어 있지 않은 경우를 0%로 판단하는 파라미터이다. 이 때, 입계 상을 탄화물이 피복하고 있는 길이가 점유 길이이며, 반드시 석출물의 사이즈나, 입계 상의 타원형 석출물의 장경 그 자체인 것은 아니다.

「입계 피복률」은, 우선 1만배의 전자 현미경 관찰에 의해, 대각 입계 상에 석출된 입자를 EDX 또는 동일하게 1만배의 TEM 해석에 있어서의 투과 전자선 회절 패턴 해석에 의해 M₂₃C₆형 탄화물로 동정한다. EDX의 반사 전자상을 이용하여 측정하는 것도 신속성을 높이기에는 유효하다. 계속해서 당해 입자가 대각 입계를 피복하는 길이를 전자 현미경 시야 내에서 측정한다. 이 측정은 적어도 1시료당 5시야, 1강재당 5개 이상의 시험편을 채취하여 행하고, 합계 25시야 이상의 그 자리 관찰, 또는 전자 현미경 사진의 해석에 의해 구할 수 있다. 실제의 산출은, (입자에 의한 대각 입계 점유 길이의 총합)/(대각 입계 길이의 합)에 의해 실시한다.

또, 상기 대각 입계 상의 석출물의 평균 입자 표면간 거리에 대해서는, 상기 현미경 관찰에 의해 얻어진 석출물의 피복률을 1에서 차감한 것에 대각 입계 길이를 곱하고, 이것을 다시 석출물의 수로 나눈 것으로서, 도 2의 요령으로 동일하게 구할 수 있다.

단, 이 간격은 정확한 값이 아니고, 석출물이 입계면 상에서 정방형 분포를 취하고 있다고 가정한 경우에, 하기 식 (2)에 의해 근사한 것이다. 이것은, 정타원체의 어느 위치를 절단한 면을 전자 현미경으로 관찰하고 있는지에 따라 입자 사이즈의 실제의 평균값이 실측 데이터와 상이한(석출물 밀도가 낮은 경우에 특히 현저하다.) 것을 보정하는 것으로, 계산 해석에 의한 근사식이며, 분포의 가정에 따라 몇가지의 종류가 있다. 본 발명에서는 가장 크리프 강도와의 상관이 명확하게 파악될 수 있었던, 「입계면 상의 정방형 분포」를 가정한 모델을 이용했다. 이것은, 실험적으로 정합시키는 보정을 가한 본 발명 독자적인 실험식이기도 하다.

λave=1.3[ls]ave-[ds]ave (2)

여기서, [ls]ave는 평균 입자 중심간 거리(nm), [ds]ave는 입자의 평균 직경(nm)(단, 입계를 점유하고 있는 부분의 사이즈의 입자로 간주한 가상적인 평균 직경)이다. λave가 평균 입자 표면간 거리(nm)가 된다. 또한, 평균 입자 중심간 거리는, 입계 상의 석출물 개수를 계측하고, 이것을 입계 길이로 나누어 구하는 것이 가능하다.

용접 이음매의 제작에 관해서는, 준비한 상기 30mm 두께의 강판 시험편의 폭을 200mm로 하고, 이 강판 시험편의 폭방향의 한쪽에, 개선 각도는 편측 22.5°, 개선쌍으로서 45°의 V 개선을 형성하는 용접 개선을 기계 가공하여 시험편을 제작했다. 이 시험편을 2개 맞대어 용접했다. 맞댐의 루트는 1mm로 하고, 입열량을 약 1kJ/mm로 하고, 용접 속도 약 10cm/분의 속도로, 30~35패스를 쌓아올려 용접 이음매를 형성했다. 전체 길이 400mm의 용접 이음매를 복수 준비하여, 그 이음매 특성을 평가하고, 또 HAZ의 조직을 관찰·해석했다. 크리프 시험은 평행부 직경 6mm, 평행부 길이 30mm, 전체 길이 70~86mm의 크리프 시험편에서 평가했다. 시험편은, 평점간 거리 내의 거의 중앙에 HAZ가 위치하도록 용접 이음매 시험체로부터 용접선과 수직 또한 판두께 방향과 수직인 방향에서 가공하여 채취했다. 또한, 용접 금속에는 시판의 Ni기 합금인 표 2에 기재된 Alloy 625계 Ni기 합금을 적용하여, 용접 금속으로부터의 파단을 발생시키지 않도록 오버 매치 이음매로 하여, HAZ의 특성 평가를 확실히 실시할 수 있도록 연구했다.

(용접 전 열처리)

상술한 대로, Type IV 손상은, 용접의 열전달에 의해 Ac₃점 바로 위로 단시간 가열된 탄화물이 탄화물의 주위만 부분적으로 고용됨과 함께, 미세(입자 직경 사이즈가 실질적으로 100nm 이하)인 탄화물의 완전 고용에 의해 모재 중에 탄소가 공급되고, 그 후의 용접 후 열처리에 의해, 잔류한 미고용 탄화물 상에, 이들 탄소와, 탄화물 강제 천이 원소가 재석출되어 탄화물이 조대화함으로써 발생한다. 본 발명은, 이것을 방지할 목적으로, 용접 전에, Type IV 손상 방지를 위한 열처리를 실시한다. 구체적으로는, 용접 이음매의 용접 열영향부가 되는 부위(HAZ부 상당 부위)에 석출되어 있는 탄화물을, 용접 직전에, Ac₃점 이상의 온도로 가열하여, 당해 온도로 2분 이상 유지하여 완전하게 재고용해 두고, 미고용 탄화물을 통한 탄화물의 용접 열영향에 의한 조대화 자체를 억제한다.

이 용접 전의 열처리는, 개선을 1050~1200℃의 온도로 가열하여, 용접 시공 후에 HAZ가 되는 부위가, 판두께 위치에 상관 없이 2분 이상, 목적으로 하는 온도가 되도록 유지하는 것이 특징이다. 유지 시간은 가열을 외면으로부터 실시하는 경우는 본래 판두께와의 함수가 되지만, 용접부는 반드시 평탄한 판들의 접합이 된다고는 할 수 없기 때문에, 이것을 정식화하는 것은 어렵다. 따라서, 사전에 동일 형상의 강판(화학 조성은 본 발명의 범위)에 있어서 HAZ 외연 상당 부위에 열전대를 매입(埋入)하여, 부재 전체를 가열하여, 이 부위가 2분 이상, 목적으로 하는 온도가 되는 가열 장치의 온도 패턴을 결정해 두면 된다.

이후, 용접 직전에 실시하는, Type IV 손상 방지를 위한 열처리를 「용접 전 열처리」라고 한다.

도 3은 용접 전 열처리에 있어서의 최고 가열 온도 유지 시간과 온도가 미치는 탄화물 형태에 대한 영향을 나타내는 도면이다. 당해 시험은 50mm², 10mm 두께의 강판 시험편의 일부 커트품을 복수 준비하여, 각종 온도, 시간만큼 열처리하고, 그 후 단면을 절단 가공하여 투과 전자 현미경 조직 관찰로 탄화물의 석출 유무를 확인했다. 도면 중의 「●」은 열처리 후, 방랭한 후에 시험편 중에 분해 도중에 미고용인 채로 잔류한 M₂₃C₆형 탄화물을 인정한 예, 「○」은 탄화물 전체가 고용되어 전혀 관찰되지 않았던 예이다. 조금이라도 미고용 탄화물이 잔류해 버리면, 그 만큼 용접 열영향부의 크리프 강도는 저하되어 버리기 때문에, 도면 중의 ○의 결과 만을 포함하는 범위가 바람직하다.

도 3으로부터, 유지 시간이 2분 미만인 경우는, 가열 온도에 상관 없이 미고용 탄화물이 조직 중에 부분적으로 또는 전체에 잔류하여, 그 후의 용접 후 열처리에서 조대화할 가능성이 시사되었다. 한편, 1050~1200℃의 온도로 재가열한 경우는, 유지 시간이 2분 이상이면 가열 온도에 상관 없이 항상 미고용 탄화물은 일절 잔류하지 않고, 완전하게 고용되어 있었다.

한편, 가열 온도가 1050℃ 미만인 경우, 미고용 탄화물이 조직 중에 부분적으로 또는 전체에 잔류했다. 표 1의 강은 HAZ와 같은 급속 가열(50℃／초 이상)인 경우에 보여지는 변태점의 상승 때문에, Ac₃점은 최고 1000℃에 달하는 경우가 있다. 이것은, 열팽창률 측정 시험 장치를 이용하여 급속 가열을 재현하고, 별도 열사이클 재현 시험에서 확인했다. 이 때문에, 1000℃ 이하의 가열에서는 실질적으로 2상역 가열 상태가 되고, 변태점을 초과하지 않는 부위에서는 탄화물 형태는 실온과 비교해 약간 조대화는 하지만 분해 고용이 없다. 한편, γ상으로 부분적으로 변태한 영역에서는, 당해 온도가 Ac₃점을 약간 초과하는 정도의 온도가 되어, 탄화물은 미고용으로 잔류한다고 생각할 수 있다. 즉, 이와 같이 부분적으로 γ상으로 고온에서 변태하는 급속 가열의 경우는, 1050℃ 이상으로 가열하지 않으면, 어느 하나의 조직은 불완전 고용(미고용) 탄화물을 남기는 결과가 되어, 이들 불완전 고용 탄화물은 그 후의 용접 후 열처리에서 용이하게 조대화된다.

따라서, 본 발명에서 Type IV 손상을 완전 방지하기 위해 필요한 용접 전 열처리의 온도는 1050℃ 이상이며, 그 유지 시간은 2분 이상인 것을 알 수 있다. 또한, 1200℃ 이상의 온도로 용접 전 열처리를 실시하면, 가령 단시간이어도 α→γ 변태 후의 γ입경이 조대해져 강재의 인성이 저하되는 경우가 있기 때문에, 최고 가열 온도를 1200℃로 하고 있다.

본 발명에서는, 상기의 용접 전 열처리를 개선의 근방에만 실시한다. 구체적으로는, 개선의 표면(이하 「개선면」이라고 한다.)과, 개선면으로부터 소정의 깊이(이하 「용접 전 열처리 깊이」라고 한다.) 만큼 떨어진 위치 사이의 영역이, 1050~1200℃가 되도록 한다.

용접 전 열처리 깊이를 결정하는데 있어서는, 용접에 의한 모재의 용입(溶入)과, 용접 입열에 의존하여 넓어지는 HAZ의 폭을 고려할 필요가 있다. 도 4는 강판들을 V 개선으로 하여 맞댄 상태의 용접 개선을 나타내는 모식도이며, 동시에, 용접 전 열처리를 실시하는 개선면(10)으로부터 강판의 깊이 방향의 길이를, 용접부 단면의 모식도로 나타낸 것이다. Type IV 손상은 HAZ의 외연 부분에 생성된다. 따라서, HAZ 외연이 위치하는 것으로 상정되는 부위보다 깊은 위치까지 용접 전 열처리로서 적절한 1050℃ 이상으로 2분 이상 유지해 둘 필요가 있다.

여기서 주의해야 할 것은, 용접에서는 반드시 모재를 용입하는 부분이 있는 것이다. 원래의 개선면은 모재측으로 후퇴하여, 용접 금속(용융 상태에서 응고된 용접 금속 또는 용접 금속과 모재의 혼합체)과 HAZ를 나누는 Fusion Line을 형성한다. 당해 경계선은 본드라고도 부르며, 이 본드로부터 모재 내부를 향해 HAZ가 생성된다. 본 발명이 대상으로 하는 고온용 압력 용기나 발전용 배관 설비는, 강도가 높고, 따라서 이음매 부위에 남는 잔류 응력도 높기 때문에, 용접 균열이나 용접 후 열처리 시의 재열 균열 등이 염려되기 때문에, 비교적 소(小)입열의 용접이 채용되는 것이 대부분이다. 이 경우에는 모재의 변태점이 원래 탄소강과 비교해 높은 경우도 있으며, HAZ의 폭은 그다지 넓지 않다. 판두께 50mm 정도인 경우 HAZ의 폭은 5mm 이하이며, 100mm 초과의 극후재(極厚材)에서도 HAZ의 폭이 10mm를 초과하는 대(大)입열 용접은 통상 적용하지 않는다. 실질적인 용접 입열은 5kJ/mm이며, 이 이상의 대입열 용접은 적용하지 않는다. 이 경우의 최대의 HAZ폭은 5mm인 것을, 10개의 용접 이음매의 시작(試作) 시험에서 확인했다. 즉, 적어도 5mm의 깊이까지 1050℃ 이상으로 용접 전 열처리에서 필요 시간만큼 유지해 두면 Type IV 손상을 방지할 수 있게 된다.

한편, 상술한 모재의 용접 금속에 의한 용입량은, 상기 용접 이음매 시작 시험에서 측정한 결과, 마찬가지로 최대 5mm까지인 것을 알 수 있었다. 이 용입량은 강재 종류에 따라 변화하며, 본 결과값은 본 발명의 대상 강종에 특유하다.

이상으로부터, 개선면으로부터 합계 10mm까지의 깊이에 용접 전 열처리를 1050~1200℃에서 2분 이상 실시하면 된다.

그런데, 더욱 주의가 필요한 점으로서, 용접 최종 패스, 즉 강재 표면에 용접 패스가 도달한 후에, 용접 금속 지단부(止端部)의 형상 불량 해소를 위해 당해 부위에 얕게 용접 금속을 배치하는, 이른바 「화장 용접」이 되는 경우가 있다. 화장 용접은, 단면 형상으로부터 「엄브렐러」라고도 불린다. 엄브렐러는 예를 들면, 용접 금속의 모재 용입으로 생성되는 본드 위치의 융합 불량 혹은 용접 금속 공급 부족에 의한 미소한 홈, 또는 쌓아올린 용접 금속과 모재 표면의 경계에, 응력이 집중하여 파괴의 기점이 되는 것을 회피하기 위해 배치된다. 특히 마텐자이트 조직을 주체로 하는 본 발명의 대상 강종에서는 큰 엄브렐러를 형성하여 응력 집중을 피하는 것이 일반적이다. 표층부의 용접 금속폭은 이와 같은 결함 방지 또는 응력 집중 방지를 위한 용접 최종 패스까지를 고려하면, 용접 전의 개선면과 강재 표층면의 접선으로부터 30mm까지 HAZ가 이르는 경우가 있다.

이들을 모두 고려하면, 용접 전 열처리 깊이는 30mm 이상일 필요가 있다. 이와 같은 깊은 열처리를 실시하려면, 특히 외표면으로부터의 가열을 실시하는 경우, 이하와 같은 연구가 필요하다. 예를 들면 고주파 유도 가열에 의해 이것을 실현하는 경우에는, 유도 전류의 침투 깊이를 깊게 하기 위해 주파수를 3kHz 이하, 가능한 한 작게 하는 것이 유효하다. 직접 통전 가열인 경우에는, 통전 가열을 위한 전극 접촉 위치를 실험적으로 최적화하는 것이 유효하다. 노 가열의 경우에는, 노의 용적을 크게 하여 개선의 모든 방향에서 가열하여 30mm 깊이 위치의 온도 상승을 위한 에너지 밀도를 올리는 것이 유효하다. 어느 방법에 있어서도 용접 전 열처리 깊이를 30mm로 하는 수법을 적절히 결정하여 적용하면 된다.

즉, 개선면으로부터, 항상 30mm 이상의 위치가 되는 경계선(13 및 14)의 위치까지를 1050~1200℃로 2분 이상 유지하는 것이 필요 조건이 되는 것이다.

단, 용접면이 수직인 개선은 드물고, 실질적으로는 V 개선, X개선, K개선 등이 이용된다. 그 때문에, HAZ가 반드시 용접 전 열처리된 영역에 의해 덮이도록 하기 위해서는, 개선 위치가 개선 중심으로부터 가장 떨어질 가능성이 있는 모재 표층(표리 모두)으로부터 30mm의 깊이 위치(13^*와 14^*)의 선의 부위까지를 용접 전 열처리해 두는 것이 바람직하다. 이와 같이 하면, 판두께 중심부에 있어서 용접 패스, 가우징 등에 의해 심(深)용입 부위가 발생했다고 해도, 만전의 Type IV 손상 방지 처리가 가능하다. 적어도 13^*와 14^* 사이에 끼워지는 영역 전체를 2분 이상, 1050~1200℃로 유지하는 것이 바람직하다.

즉, 개선의 표면과, 개선의 표면 중 개선의 선단으로부터 가장 먼 위치로부터 용접 전 열처리 깊이만큼 더 떨어진 위치 사이의 영역을, 1050~1200℃의 온도로 2분 이상 유지하는 것이 바람직하다.

한편, 그 온도에서는 강재는 γ상이 되기 때문에, 일정 시간 이상 유지하면 γ입경의 조대화가 발생한다. 입경의 조대화는 담금질성을 향상시키고, 크리프 강도를 높이기 때문에 고온 특성에 대해서는 문제가 없다. 그러나, 이것을 실제로 시공한 결과, 30분 초과의 가열에서는 결정 입경이 약 200μm를 초과하여 조대화되고, 이음매의 인성이 저하되는 것이 실험의 결과 분명해졌다.

도 5는 1050~1200℃로 본 발명 강을 가열하여 유지했을 때의, 유지 시간과 구γ입경의 관계를 나타내는 도면이다. 30분까지의 입자 성장 속도는 큰 차가 보여지지 않는다. 그러나, 유지 시간이 30분을 초과하는 경우는, 분명하게 구γ입경이 200μm 이상이 되는 것을 알 수 있다. 이것은 그 온도역에 있어서 입자 성장을 방해하는 기능을 가지는 고온 안정 입자, 예를 들면 NbC, TiN, Al₂O₃ 등의 석출물 입자가 일정한 밀도로 존재하고, 그 피닝 효과가 유효하게 작용하고 있는 시간 범위에서는 입자 간격으로 입경이 거의 결정되고, 열활성화 과정이 활발해져 이 피닝 효과에서 벗어나기 시작하는 시간이 30분인 것으로 생각함으로써 설명 가능한 현상이다.

도 6은, 마찬가지로 본 발명 강의 구γ입경과 2mm V 노치 Charpy 충격 시험 결과의 관계를 나타내는 도면이다. 구γ입경이 200μm 이상에서는, 일반적으로 압력 용기의 가공 혹은 용접에 필요로 되는, 0℃의 Charpy 충격 흡수 에너지값 27J을 밑도는 것을 알 수 있다. 즉, 도 5와 도 6으로부터, 본 발명이 목표로 하는 인성을 이음매에 있어서도 얻기 위해서는, 용접 전 열처리의 유지 시간은 30분 이하가 아니면 안되는 것을 알 수 있다.

또한, 본 발명에서는 용접 전 열처리 깊이의 최대값을 100mm로 한다. 이 이유는, 후기하는 「부분적인 용접 전 열처리의 특징」에서 상세히 서술한다.

이상 대로, 본 발명의 용접 전 열처리는, 개선의 표면과, 개선의 표면으로부터 30~100mm의 용접 전 열처리 깊이만큼 떨어진 위치 사이의 영역을, 1050~1200℃의 온도로 가열하여, 당해 온도로 2~30분 유지한다. 용접 전 열처리는, 2회 이상으로 나누어 행하고, 1회째의 여열을 이용하여, 합계 2~30분이 되도록 해도 된다. 또한, 열처리 후의 냉각은, 예를 들면 방랭이다.

(용접 후 열처리 조건과 석출물의 존재 상태)

계속해서, 본 발명에 관련된 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법의 일환을 이루는, 용접 후 열처리와, 그 결과 발생하는 조직 중의 석출물 형태에 대해서 설명한다.

본 발명의 용접 후 열처리란, 개선을 용접한 후에, 개선면으로부터, 모재를 향하여 용접 전 열처리 깊이 이상 100mm 이내의 부위를 720~780℃의 온도(이하 「용접 후 열처리 온도」라고 칭한다.)로 가열하고, 그 온도로 30분 이상, 또한 식 (1)을 만족하는 시간 유지하는 처리이다.

용접 후 열처리는 통상, (모재의 변태점-20)℃ 이하의 온도에서, 판두께에 따른 시간만큼 부여하는 것이 일반적이다. 그러나, 모재와 동일한 크리프 파단 강도를 발휘시키기 위해서는 M₂₃C₆형 탄화물의 석출 상태를 모재와 동등하게 제어할 필요가 있다. 또 동시에, 용접 후 열처리에는, 용접 금속이 담금질되어 발생한 고경도의 마텐자이트 조직을 실질적으로 뜨임하는 효과가 있어, 용접 금속의 취성 파괴, 또는 본드의 취성 파괴를 방지하는데 유효하다.

본 발명에서는, 용접 전 열처리로서 한 번 모재를 γ역까지 가열하기 때문에, 가열 영역이면 모재도 마찬가지로 담금질된 상태의 마텐자이트 조직이며, 경도가 높다. 그 때문에, 담금질 균열이나 취성 파괴, 인성 저하를 방지할 필요가 있다. 용접 후 열처리는 이것을 달성하기 위해 필요한 열처리가 된다. 즉, 통상은 용접 이음매의 용접 금속과 본드, 때로는 HAZ의 고경도 조직을 연화시키기 위해 실시하는 용접 후 열처리를, 본 발명에서는 용접 전 열처리에서 γ역까지 가열된 모재도 포함하여 뜨임하기 위해 실시한다. 이 때문에, 용접 후 열처리에 의한 그 온도 가열의 깊이 방향의 가열 범위(이하 「용접 후 열처리 깊이」라고 칭한다.)는, 용접 전 열처리 깊이 이상으로 할 필요가 있다.

일반적으로 본 발명이 대상으로 하는 공금(共金)계의 용접 금속은, 용접 후 열처리의 온도를 (모재의 뜨임 온도-20℃) 이하의 온도로 하는 것을 전제로 한 합금 설계가 되어 있다. 즉, 용접 금속의 합금은, 모재보다 저온에서 뜨임되었을 때에 모재와 동등 이상의 고온 강도와 크리프 강도를 발휘할 수 있도록 설계되어 있다. 반대로 고온에서 뜨임되면, 조직 회복이 진행되어 연화되기 때문에, 고온 강도가 저하되어, 크리프 강도도 저하되는 경향이 있다. 따라서, 용접 후 열처리는, 고온 강도를 확보하면서, 크리프 강도가 모재 동등 이상이 되도록, 크리프 강화 인자가 되어 있는 석출물의 존재 상태를 엄격하게 제어할 필요가 있다. 즉, 용접 후 열처리 온도가 너무 높아져 석출물을 조대화시켜도, 또 반대로 너무 낮아 충분한 석출이 얻어지지 않아도 이음매의 크리프 강도는 모재 동등 이상은 되지 않는다.

그래서, 본 발명에서는 석출물, 그 중에서도 장시간에 페라이트계 내열강의 크리프 강도를 끝까지 지지하는 입계 석출물의 존재 상태를 제어함으로써, 이 과제를 해결한다. Type IV 손상은 상술한 바와 같이 입계 석출물의 석출 밀도, 즉 입계 점유율의 저하에 의해 발생한다. 즉, 모재에 있어서도 혹은 용접 금속에 있어서도 마찬가지로 다른 원인으로 입계 점유율이 저하됨으로써 크리프 강도가 저하되어 버리는 것을 시사하고 있다. 본 발명자들은, 용접 이음매의 크리프 파단 강도를 향상시키기 위해, HAZ에 있어서의 M₂₃C₆형 탄화물의 석출 형태를 검토했다. 그 결과, M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경이 300nm 이하이며 이 M₂₃C₆형 탄화물에 의한 대각 입계의 피복률(이하 「입계 피복률」이라고 한다.)이 40% 이상이며, 또한 대각 입계 상에 석출된 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입자 표면간 거리(이하 「입자간 거리」라고 한다)가 용접 후 열처리 후의 HAZ에 있어서 200nm 이하가 되는 것이 필요한 것을 발견했다.

본 발명에서는, 720~790℃의 온도 범위에서 30분 이상 유지하는 용접 후 열처리를 부가하는 것을 필수 조건으로 한다. 이것에 의해 HAZ 및 이음매를 포함하는 부위의 석출물을 상술한 원하는 형태로 할 수 있다.

단, 석출물의 성장은 온도와 시간의 함수이며, 석출물 사이즈는 석출 온도역 내에 있는 한 고온일수록, 또 장시간일수록 석출과 성장이 신속히 발생한다. 이 때문에, 온도와 시간을 확산의 관점에서 등가라고 보는 파라미터의 도입에 의해, 본 발명 강의 용접 후 열처리 조건을 더 한정한다. 실험의 결과에 의거하면, 본 발명의 용접 후 열처리 범위에 있어서 이하의 (1) 식이 석출물의 필요 이상의 조대화를 방지하기 위해 유효하다. (1) 식에 있어서, T는 온도(℃), t는 유지 시간(시간), Log는 상용로그이다.

(Log (t)+12)·(T+273)＜13810 (1)

도 7에, 용접 후 열처리 조건 범위를, 용접 후 열처리의 온도와 시간의 관계도 상에 (1) 식을 기재하고, 본 발명에서 유효한 온도, 시간의 범위를 나타냈다. 30분 이상의 용접 후 열처리가 필요하지만, 극히 장시간의 용접 후 열처리는 석출물의 조대화를 유인하기 때문에, 실질적으로는 유한한 시간 내에 실시하는 것이 필요하다. 또한, (1) 식은 석출물의 체확산 율속 성장측을 가정하여, 물질의 확산에 있어서의 시간과 온도의 투과성을 일정하다고 보는 Larson-Miller의 식을 변형한 본 발명 특유의 석출물 성장 예측식이다. (1) 식 중의 각종 상수는, 석출물의 형태를 각종 온도, 시간 조건으로 유지한 강재 중에 있어서 투과형 전자 현미경에 의해 관찰하고, 결과를 통계 해석해서 결정했다.

도 7의 해칭한 범위를 벗어나면, 석출물의 평균 입경이 300nm를 초과하거나, 혹은 석출물의 입자간 거리가 200nm 초과가 되거나, 또는 그 양쪽이 동시에 발생하여 용접 이음매부의 크리프 강도가 저하되는 것을, 600℃, 및 650℃의 1만 시간까지의 크리프 시험에서 확인했다.

도 8은 용접 후 열처리 온도와 600℃, 10만 시간 추정 크리프 파단 강도(600℃, 650℃, 700℃의 각 온도에서 1만 시간 이상의 크리프 파단 시험을 실시하고, 그 결과로부터 온도-시간 파라미터법으로 정리하여, 추정한 크리프 파단 강도)의 관계를 나타낸다.

용접 후 열처리 온도가 720℃ 미만 또는 780℃ 초과에서는, 크리프 파단 강도가 저하되어, 본 발명의 목표값인 600℃, 75MPa을 초과하지 않는 것을 알 수 있다. 또, 도 9에는 720~780℃의 범위의 각종 온도로 용접 후 열처리했을 때의 용접 후 열처리 시간과 0℃에 있어서의 Charpy 충격 흡수 에너지의 관계를 나타냈다. 용접 후 열처리는 온도에 상관 없이, 30분 이상 실시하지 않으면, 필요한 인성을 얻을 수 없는 것을 알 수 있다. 또한, 용접 이음매에 있어서 가장 인성이 저하되기 쉬운 부위는, 결정 입경이 커지기 쉬운 본드이기 때문에, 이후에는 용접 이음매의 인성은 대표로 본드 위치에 2mm 노치를 절결(切欠)하여 가공한 충격 시험편을 이용하여 계측한 Charpy 흡수 에너지로 대표한다. 별도 각 부위의 인성에 대해서 서술하는 경우는 그러하지 아니하다.

도 10은 HAZ에 있어서의 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경(원상당 입경의 평균값)과 용접 후 열처리 온도의 관계를 나타내는 그래프이다. 또한, 용접 후 열처리 온도에서의 유지 시간은 최대 10시간으로 하여 실험했다. 그 동안, 온도에 상관 없이 유지 시간의 변화에 의한 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경에 대한 영향은 거의 없고, 입경은 거의 온도의 함수가 되었다.

도 10으로부터 분명한 바와 같이, 용접 후 열처리 온도가 780℃를 초과하면, M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경은 300nm를 초과하여 조대화하는 것을 알 수 있다.

도 11은 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경과 600℃, 10만 시간 추정 크리프 파단 강도의 관계를 나타낸다. 평균 입경이 300nm를 초과하면, Type IV 손상이 발생하여 추정 크리프 파단 강도가 목표값의 75MPa에 도달하지 않는 것을 알 수 있다. 또한, 도면 중 ●은 연성이 있는 통상의 크리프 파단이 된 결과, ○은 Type IV 손상을 나타내고, 저연성 파괴된 예이며, 그 조직의 전자 현미경 관찰 결과로부터, 명료하게 이 손상 형태를 특정할 수 있던 것을 구별하고 있다.

도 12에, 용접 후 열처리 온도와 HAZ의 대각 입계 상 M₂₃C₆형 탄화물의 점유율(입계 피복률)의 관계를 나타낸다. 이 경우도 유지 시간은 30분~10시간으로 하여 시험을 실시했지만, 석출물 사이즈의 시간 의존성이 현저하게는 인정되지 않고, 결과적으로 입계 피복률에도 큰 차이가 인정되지 않았기 때문에, 시간에 의한 데이터의 구별은 도면 상에서는 나타내지 않았다. 온도가 입계 피복률에 크게 영향을 주었다.

용접 후 열처리 온도가 780℃를 초과하면 석출물이 조대화하는 것은, 도 10에 나타냈던 대로이다. 한편, 30분의 용접 후 열처리로, 이미 이 온도에 있어서의 M₂₃C₆형 탄화물은 거의 열역학적 평형값에 가까운 양(특히 C농도로 정해지는 양)이 석출 완료되어 있기 때문에, 용접 후 열처리 온도의 고온화는 평균 입경을 크게 함과 함께, Ostward 성숙을 일으켜 입자의 수를 감소시킨다(작은 입자는 고용되고, 대형의 입자 성장이 발생하여 계면 에너지가 감소함으로써 조직이 안정화된다.). 즉, 입자의 대형화는, 작은 입자를 소실시키기 때문에, M₂₃C₆형 탄화물에 의한 입계 피복률을 감소시킨다. 한편, 720℃ 미만의 온도에서는 M₂₃C₆형 탄화물의 석출이 열역학적 평형량에 이를 정도로는 석출되지 않아, 입자 사이즈는 작음에도 불구하고, 입자간 거리는 오히려 커져, 이 경우도 충분한 입계 피복률인 40%가 얻어지지 않고 있다. 즉, 용접 전 열처리를 적절히 실시한 것만으로는 탄화물의 완전 고용은 실현될 수 있어도, 재료의 크리프 강도를 안정적으로 달성할 수 없는 석출물 상태 밖에 얻어지지 않게 된다.

이와 같이, 적정한 용접 전 열처리와 적정한 용접 후 열처리에 의해, M₂₃C₆형 탄화물에 의한 입계 피복률을 40% 이상으로 할 수 있는 것이 실험적으로 판명되었다. 또, 도 13에 나타내는 바와 같이, M₂₃C₆형 탄화물에 의한 입계 피복률이 40% 이상인 HAZ에서는, 모재 동등한 추정 10만 시간 크리프 파단 강도가 얻어지며, 강도 저하가 없다. Type IV 손상을 일으키는 조직 인자가 없어져 있기 때문에, 완전한 이 현상의 방지가 가능하게 되는 것이다.

또한, 이상의 실험 결과에 있어서 대각 입계 상의 석출물의 평균 입경(원상당 입경)은 다음과 같이 하여 구했다. 우선, 용접 후 열처리를 실시한 후의 시험편의 단면 조직을 SEM으로 관찰하고, 다음에, 페라이트 조직을 구성하는 입계 구조를 보다 상세하게 EBSD로 관찰했다. 그 중에서, 인접하는 결정 방위차가 15° 이상이며, 또한 인접 결정 방위 간의 공통 회전축 둘레의 각도가, 마텐자이트 변태 시에 선택되는, 블록 입계 특유의 회절각, 즉 54°와 60°, 및 16°인 것을 EBSD 부대(附帶) SEM 상에 묘화하고, 이것을 「블록 입계(대각 입계)」로 했다. 그 대각 입계 상에 석출되는 탄화물(본 발명 강에서는 열처리 완료 상태에서는 M₂₃C₆형 탄화물 밖에 석출이 없다.)의 석출물의 1만배의 전자 현미경 사진을 바탕으로, 단면 상의 입자의 직경을 사진 상에서 결정했다.

1만배의 화상 사진은 하나의 이음매의 열영향부에서 5시야 이상을 관찰하고, 그 입자 전체에 대해서 석출물의 단면적을 측정하고, 이것이 모두 원이라고 가정하여, 면적으로부터 역산하여 원상당 직경으로 했다.

용접 후 열처리 깊이의 최대값은 100mm로 한정했다. 이것은 용접 전 열처리 깊이의 최대값과 동일하다. 용접 후 열처리 깊이는 용접 전 열처리 깊이보다 작아서는 안된다. 그 이유는 용접 후 열처리가 목적으로 하는 「담금질된 고밀도 전위 조직의 연화」를 실현하기 위해서는 당연한 일이며, 용접 전 열처리 깊이 이상으로 부여한다. 한편, 100mm를 초과하여 모재를 뜨임하는 것은, 특히 마텐자이트 조직의 전위 구조가 크리프 변형의 초기의 저항을 담당하고 있기 때문에, 모재에 있어서 장시간의 뜨임을 실시하는 것과 동의이며, 모재의 고온 강도, 나아가서는 초기 크리프 강도의 저하를 초래하게 된다. 본 발명의 대상 강에서는 100mm 이내의 범위를 용접 후 열처리한다면, 이음매의 극도의 연화는 발생하지 않고, 고온 강도와 초기 크리프 강도에 영향이 없기 때문에, 그 깊이 상한값을 100mm로 했다.

(부분적인 용접 전 열처리의 특징)

본 발명의 특징 중 하나는, 용접 전 열처리에 의해, HAZ에 있어서의 탄화물의 불완전 고용을 방지하는 것에 있다.

재료 전체에 용접 전 열처리해도 본 발명과 동등한 효과를 얻을 수 있지만, 대형의 압력 용기 전체를 용접 전 열처리하는 것은 노의 용량, 가열 능력의 관점에서 실용적이지 않고, 매우 높은 비용이 필요하여, 현실적인 해결책은 될 수 없다.

한편, 본 발명과 같이 부분적으로 탄화물의 완전 고용을 가능하게 하는 부분 열처리이면, 열처리 장치의 가열 방법에 따라서도 다르지만, 예를 들면 고주파 가열 장치 혹은 통전 가열 장치 등을 이용하면 간편하고 단시간에 처리가 끝나, 비용을 현저하게 억제할 수 있어 현실적인 대책 기술이 될 수 있는 것이다.

그런데, 「국부 가열」에 의한 열처리는 어떠한 경우에도, 공통의 「중간 온도 가열」의 문제를 가진다. 즉, 목표로 하는 온도로, 대상으로 하는 부위만을 가열하면, 그 범위에 인접한 부위에서는, 목표 온도보다 낮은 온도대로 가열되는 중간 온도역이 생성된다. 그 때문에, 목적으로 하는 조직이나 효과가 현출하지 않는 부위가 발생할 가능성과, 저온 부위에서 특수한 조직 변화를 일으킬 가능성을 항상 고려해 둘 필요가 있다. 그러나, 본 발명의 경우에는, 이 문제가 발생하지 않는 것을 실험적으로 검증했다.

용접 전 열처리를 1050~1200℃에서 실시한 경우, 그 인접 부위는 1050℃ 이하의 온도대로 재가열되어, Type IV 손상을 생성하는 Ac₃점 바로 위의 온도로 가열되는 부위도 존재하게 된다. 그 부위는, 탄화물의 불완전 고용에 의한 조대화가 발생할 가능성도 상정된다.

그러나, 원래 Type IV 손상은, 이와 같은 α→γ 변태점의 바로 위 온도에 단시간 노출되어, γ상으로 변태했기 때문에 탄화물이 단시간에 부분적으로 모상 중에 고용되고, 완전 고용되지 않았을 때에 냉각되어 미고용 탄화물이 생성되는 것이 원인이다. 미고용 탄화물은, 그 후의 용접 후 열처리에 의해 조대화된다. 또, 그 때에 발생하는 재결정 γ립의 입계 위치가, 구γ입계 위치와는 상이한 부위에 생성되기 때문에, 불완전 고용 탄화물의 조대화는, 신규로 생성된 구γ입계와는 완전히 다른 부위에서 발생한다. 이 때문에, 입계 상의 석출 밀도가 저하되어, 장시간에 있어서의 열상 탄화물 석출을 실현하지 못하여, 비교적 랜덤의 조대 탄화물이 되어 버려, 전위의 이동도가 상대적으로 높아진다.

이 때의 변태점 바로 위 가열되는 부위의 유지 시간은 복수회 가열된 경우도 1회 가열된 경우도 단독으로, 혹은 합계하여 고작 10초 정도의 시간 밖에 없다. 그 때문에, 상기와 같은 탄화물의 미고용(불완전 고용)이 발생하여, 재석출 시의 조대화에 이름과 함께, 최초의 구γ의 입계 상에 석출되어 있던 탄화물은, 용접 열영향부에서 재차 변태함으로써 발생한 신생 구γ입계로는 석출될 수 없게 되어, 입내에 남겨져 버리는 것이다.

이상의 현상을 고찰하면, 반대로 충분한 유지 시간을 부여하면, 변태점 바로 위의 온도여도, TYPE IV 손상의 원인이 되는 미고용 탄화물의 생성, 즉 탄화물의 불완전 고용은 발생하지 않게 된다. 이것을 본 발명자들은 실험적으로 확인했다. 이 변태점 바로 위 온도에 있어서의 탄화물 고용에 필요한 시간은, 유지 시간을 다양하게 바꾸어 변태점 바로 위로 가열한 시험편의, TEM에 의한 조직 사진에서 시야 중에 M₂₃C₆형 탄화물이 거의 소실되는 시간으로 가정한 경우, 약 2분인 것을 실험적으로 밝혀냈다. 즉, 만약 용접 열영향부에 있어서의 탄화물의 불완전 고용 방지를 위한 용접 전 열처리로서, Ac₃점 바로 위로 2분 이상 가열된다면, 그 부위에서는 탄화물이 완전 고용되기 때문에, Type IV 손상을 일으키지 않게 된다.

한편, 개선면으로부터 강재를 가열하는 이상, 열영향폭은 시간과 함께 개선면으로부터 강재 내부로 확대되어 가고, 변태점 바로 위에 노출되는 부위가 순차적으로 강재 내부로 이동해 가, 항상 단시간 가열이 되는 부위가 발생할 가능성이 남게 된다.

따라서, 단순하게 부분 가열을 개선면에 실시하는 경우에는, 이와 같은 열영향부의 이동과 같은 현상에 유의해야 한다. 만약 열영향부가 끊임 없이 강재 내면을 향해 이동해 간다고 하면, 용접 전 열처리에 의해 새로운 Type IV 손상의 발생 조직을 가열 선단 부위에 만들어 버리게 된다.

그래서, α→γ 변태의 변태점 온도가 되는 부위의 위치의 이동 거동을, 30mm 두께의 강판을 이용하여 조사했다. 도 14에 온도 전파 상태 측정용 시험체의 모식도를 나타낸다. 우선, 강판의 가열 단면(17)으로부터 1mm 피치로 강판 표면으로부터 강판의 판두께 중심 위치까지 달하는 0.5mm의 구멍을 내고, 그 구멍 바닥에 열전대를 접합했다. 다음에 개구한 온도 측정용의 구멍을, Al₂O₃ 분말을 충전해 막고, 열의 측정용 구멍으로부터의 산일을 방지했다. 그 후에, 단부로부터 고주파 유도 가열 장치에 의해 가열하여, 표층면이 항상 1050℃가 되도록 계속 가열하여, 각 열전대에서 온도의 전파 거동을 조사했다.

도 14에 나타낸 시험편(16)의, 가열 단면(17)으로부터 온도 측정용 열전대(19)를 설치하기 위한 판두께 중심(21)에 이르는 구멍(18)이, 판이 길이 방향(20)을 따라, 정확히 위치폭 중심 부분(22)에 늘어서 있다. 이 중, 가열 단면(17)으로부터 30mm의 위치의 온도의 경시 변화를 도 15에 나타냈다. 도 15의 횡축은 「가열 시간」, 즉, 승온 개시 시점으로부터의 경과 시간이며, 「유지 시간」(대상 부위가 설정 온도에 도달하고 나서 경과 시간)과는 상이하다. 1050℃로 가열한 경우, 가열 단면으로부터의 열전달에 의한 가열로 30mm 위치의 온도가 거의 일정해지는 것은 약 60초 후이며, 그 후 표 1의 강의 Ac₃ 변태점 920℃를 초과하여 서서히 온도가 상승해 가지만, 거의 변화가 인정되지 않을 정도의 작은 상승 밖에 인정되지 않는 것을 알 수 있다.

이것으로부터, 강판의 하나의 단면만으로부터 열전달에 의해 열이 공급되는 경우, 60초 후에는 거의 재료의 열전달 계수로 정해지는 온도 구배가 결정되고, 입열에 대해 강재가 충분히 긴 경우에는 무한원방(無限遠方)이 0℃로 가정하는 온도 곡선에 합치하는 온도 분포에 가까워진다고 생각할 수 있다. 즉, 30mm 이상 떨어진 부위에서는, 최고 가열 온도가 920℃ 부근에서 서서히 저하되지만, 그 이상으로는 온도가 상승되지 않는 것도 의미한다.

Ac₁점 이하의 온도로 일정한 온도 구배 하에서 2분 이상 노출되는 부위에서는, Ac₁점 이상의 온도로 가열되는 일이 없기 때문에, 탄화물의 단시간의 분해 고용 현상은 발생하지 않고, 따라서 미고용 탄화물의 잔류, 즉 탄화물의 부분 고용인 불완전 고용이 전혀 발생하지 않기 때문에, 모상의 전위 밀도 감소에 의한 연화는 발생해도 Type IV 손상이 발생할 여지는 없다. Ac₁점과 Ac₃점의 중간 온도로 유지되는 부위에서는, 단지 조직이 2상이 되어, 이것이 최고 가열 온도의 함수로서 비율을 변화시키고 있는 상태이며, 그 중에 γ상이 된 부위에서는 탄화물의 분해 고용이 발생하지만, 온도 분포에 변화가 없는 것이면, γ상 중에서의 탄화물의 분해 고용은 완전하게 발생하여, 불완전 고용은 보여지지 않게 된다. 즉, 2상 공존 온도역에서도 Type IV 손상의 원인 조직인 탄화물의 불완전 고용 조직은 발생하지 않게 된다.

이상의 현상은, 도 14에 나타낸 강판 시험편을 개선 단면으로부터 가열하여, 10초(23), 30초(24), 60초(25), 120초(26), 300초(27), 600초(28), 1200초(29)의 7조건의 시간만큼 유지했을 때의 각 위치의 열전대 지시 온도를 기록하고, 이것을 개선면으로부터 깊이 방향 위치의 온도 분포로 간주함으로써, 온도 변동의 모습을 확인했다. 결과를 도 16에 나타낸다. 도면 중에는 동시에 개선면으로부터 30mm의 위치와 Ac₃ 변태점 온도를 나타냈다.

120초 이상에 있어서의 온도 분포는 거의 변화하지 않는다. 깊이 방향의 발열(拔熱)과 개선면으로부터의 입열은 120초에서 거의 단위 면적당 환산으로 하여 균형이 잡히게 되어, 이 시간대에 있어서는 변동하지 않게 되는 것이다.

따라서, 실질적으로 TYPE IV 손상은, 본 발명에 나타낸 강 성분에 있어서, 개선 단면을 1050~1200℃로 가열하고, 또한 30mm 깊이의 범위까지 이 온도로 2분 이상 유지하는 경우는, 용접 시의 모재 용입과 HAZ의 폭 변화를 고려해도, 발생하지 않는 것을 확인할 수 있었다. 또한, 가열 개선면의 온도를 1200℃로 한 경우에도, 가열 범위는 넓어지지만, 동일한 효과가 얻어져, 보다 효과적이었다.

또한, 이상과 같은 온도 분포의 정상(定常) 상태가 얻어지는 것은, 충분히 강재의 용적이 크고, 가열 단면으로부터 열의 확산 방향이 충분히 길다고 보여지는 경우로 한정한다. 개선면뿐만이 아니라, 다른 면도 포함하여 보다 넓은 범위, 혹은 전체를 가열하는 경우는, 강재의 온도 분포는 정상 상태가 되지 않고, 끊임 없이 α→γ 변태점 근방 온도가 되는 부위가 이동해 가기 때문에, 상기와 같은 일정한 장소가 60초 이상 동일 온도로 계속 가열되는 것이 반드시 보증되지 않는다. 그래서, 이 정상 상태를 반드시 실현하기 위해, 히트 싱크인 모재에 정상 상태의 온도 분포를 부여할 목적으로, 가열할 수 있는 표면적을, 전 대상 부재의 50% 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 경우, 개선으로부터 떨어진 위치를 가열하여, 정상적인 온도 분포를 유지할 수 없게 되는 것을 억제할 수 있다.

또한, 개선면만을 용접 전 열처리하는 경우여도, 실질적으로는 강재는 유한한 사이즈로 이루어지기 때문에, 무한원방을 0℃로 하는 이상적인 모델의 환경을 유지할 수 없게 되어, 열 전달로 강재의 측면, 또는 개선의 반대측의 단면으로부터의 반사열에 의해, 온도 분포는 정상 상태가 아니게 된다. 즉 도 15를 재현할 수 없게 된다. 온도 분포의 정상 상태를 실현하기 위해서는, 모재의 길이(가열하는 단면과 수직 방향의 치수)가, 용접 전 열처리 깊이의 3배 이상인 것이 바람직하다.

히트 싱크가 되는 영역을 충분히 확보해도, 유한한 사이즈인 이상, 장시간 가열을 계속하면, 정상 상태를 유지할 수 없게 될 가능성이 있다. 온도 분포를 확실히 정상 상태로 할 수 있도록, 유지 시간의 상한을 30분으로 했다. 유지 시간의 상한은, 보다 바람직하게는 25분이며, 더 바람직하게는 20분이다. 유지 시간은, 더 바람직하게는 10분 미만이며, 더 바람직하게는 8분 이하이다.

또한, 이와 같은 열전달의 정상 상태는, 히트 싱크의 용적을 가정하면, 일차원 차분법이나 FEM 해석으로 3차원적으로도 계산할 수 있다. 본 발명을 확실히 발효시키는데 유효하고, 또 본 발명의 효과를 높이는 것도 가능하여 바람직하다.

이상과 같은 온도 분포 정상 상태를 활용하여 Type IV 손상을 방지하는 기술은 전례가 없다. 또한, 고B강에서는 세립역을 생성하지 않는 화학 성분을 활용하여 국부 열처리에 의한 Type IV 손상을 방지하고 있기 때문에, 온도 분포의 정상 상태에 대해서 확인할 필요는 없고, 또 이 상태를 활용할 필요도 없다. 또한, 이 경우 B를 80ppm 이상 첨가할 필요가 있어, B 첨가강에서 현저한 라스 경계에 존재하는 잔류 γ를 이용한 조직 메모리 효과를 이용하는 것이지만, 반대로 모재 혹은 용접 전 열처리를 실시한 부위에는 잔류 γ가 적다고는 해도 잔류할 가능성이 있어, 인성이 저하되기 쉬운 경향이 있다(일본 특허공개 2016-14178호 공보 및 일본 특허공개 2016-130339호 공보). 본 발명에서는 B 첨가하는 경우의 상한을 50ppm으로 하고 있음으로써, 대상 강종이 상이할 뿐만 아니라, 잔류 γ에 의한 메모리 효과는 활용하지 않는다. 그 때문에 조직으로서는 세립역이 HAZ 외연에 생성되지만, 결정 입경은 페라이트계 내열강의 크리프 특성에 전혀 영향을 주지 않는 것을 본 발명자들은 별도 실험적으로 확인하고 있다. 따라서, HAZ의 조직도 상이하며, 제어하는 인자는 석출 탄화물의 상태뿐이기 때문에, 상이한 기술이다.

잔류 γ가 존재할 염려를 불식시킬 수 있기 때문에, 본 발명은 B를 80ppm 이상 첨가하는 경우와 비교해, 인성이 우수하다는 이점을 가진다.

또한 본 발명에 관련된 페라이트계 내열강 용접 구조체는, 용접 전 열처리의 시행 폭 또는 길이가, 구조체의 폭 또는 길이의 50% 이하인 것이 바람직하다(상술한 대로, 온도 분포의 정상 상태까지도 고려하면, 1/3 이하인 것이 보다 바람직하다.). 용접 전 열처리를 실시한 부위는 이하와 같이 하여 분별할 수 있다.

「용접 전 열처리의 시행 폭 또는 길이」보다 「용접 후 열처리의 시행 폭 또는 길이」가 작은 경우, 얻어진 구조체에는, M₂₃C₆형 탄화물이 석출되어 있지 않는 영역이 존재하게 된다. 그 때문에, M₂₃C₆형 탄화물이 석출되어 있지 않는 영역이 존재하는 경우는, 당해 영역이, 용접 전 열처리가 실시되었는지 여부의 경계로 판단할 수 있다.

한편, 용접 전 열처리를 실시하지 않은 부위에 용접 후 열처리를 실시해도, M₂₃C₆형 탄화물에 의한 입계 피복률을 40% 이상까지 향상시킬 수 없다. 따라서, 「용접 전 열처리의 시행 폭 또는 길이」보다 「용접 후 열처리의 시행 폭 또는 길이」가 큰 경우는, 용접 전 열처리가 실시되었는지 여부의 경계는, M₂₃C₆형 탄화물에 의한 입계 피복률이 40% 이상인지 여부로 판단할 수 있다.

또한, M₂₃C₆형 탄화물의 유무나 M₂₃C₆형 탄화물에 의한 입계 피복률은, 상기와 같이, 전자 현미경 관찰 또는 TEM 해석에 있어서의 투과 전자선 회절 패턴 해석에 의해 확인할 수 있다.

또, 용접 후 열처리를 실시한 부위의 경계는, 마텐자이트 조직의 라스 구조의 유무에 따라 판별할 수 있다. 즉, 용접 전 열처리가 실시된 부위 및 그 근방에서는, 모재보다 저온으로부터 담금질되기 때문에, 담금질성이 저하되어 있다. 그 때문에, 용접 전 열처리가 실시된 부위 및 그 근방은 라스의 발달이 약하여, 당해 부위에 용접 후 열처리를 실시하면 라스 구조가 소실된다. 라스 구조의 유무는, TEM 또는 EBSD에 의해 용이하게 판정할 수 있다.

도 17은, 라스 구조를 가지는 조직의 전자 현미경상이다. 도 18은, 라스 구조가 소실된 조직의 전자 현미경상이다. 도 17에서는, 조직은 HAZ와 동일한 열 이력을 받고 있고, 종이면의 좌측 위로부터 우측 아래로 평행하게 연장되는 라스 경계가 인정된다. 도 18에서는, 도 17의 조직을 용접 후 열처리한 결과, 라스 경계가 소실되어, 거의 등방적인 입자를 형성하는 서브 그레인으로 불리는 조직으로 변해있다.

본 실시 형태에 의한 페라이트계 내열강 용접 구조체에서는, 구조체의 일부에만 용접 후 열처리가 실시된다. 그 때문에, 본 실시 형태에 의한 페라이트계 내열강 용접 구조체는, 라스 구조를 가지는 부분과, 라스 구조를 갖지 않는 부분을 구비하고 있다. 본 실시 형태에 의하면, 구조 내의 전체에 용접 후 열처리를 실시하는 경우와 비교해, 비용을 삭감할 수 있음과 함께, 현지 시공성이 높아진다. 또, 구조 내의 전체에 용접 후 열처리를 실시하는 경우와 비교해, 조직의 연화를 억제할 수 있기 때문에, 고온 강도 및 소기의 크리프 강도를 향상시킬 수 있다.

다음에, 본 발명의 내열강의 화학 성분에 대해서 서술한다. 또한, 각 원소의 함유량의 「%」는 「질량%」를 의미한다.

C：0.05~0.12%

C는, 담금질성을 높여, 본 발명에서 중요한 석출물인 탄화물 M₂₃C₆를 형성하는 원소이다. 본 발명에서는, 크리프 파단 강도를 향상시키기 위해 필요한 마텐자이트 조직을 형성하기 위해 C를 0.05% 이상 첨가한다. 석출 강화능을 높이려면, 0.07% 이상의 C를 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, C량이 너무 많으면, 석출물이 조대해져, 입계 피복률이 오히려 저하되기 때문에, C량을 0.12% 이하로 한다. 또, C량이 많으면 입계에 생성된 탄화물의 조대화가 빨라져, 크리프 파단 강도를 저하시키는 일이 있기 때문에, C량을 0.10% 이하로 하는 것이 더 바람직하다.

Si：0.02~0.45%

Si는 탈산 원소이며, 0.02% 이상을 첨가한다. 탈산의 효과를 높이기 위해서는, 0.10% 이상의 Si를 첨가하는 것이 바람직하다. 또, Si는, 내산화성의 향상에도 유효하고, 0.20% 이상을 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 0.45%를 초과하는 Si를 첨가하면, Si를 포함하는 산화물이 취성 파괴의 기점이 되어 인성을 해치는 경우가 있다. 또, 과잉한 Si의 첨가는, 고용되어 있는 Mo 혹은 W를 치환하여 Fe₂Mo 혹은 Fe₂W의 석출을 촉진하여, 크리프 파단 강도가 저하되는 경우가 있기 때문에, Si량은 0.45% 이하로 한다. 인성을 높이려면, Si량은 0.40% 이하가 바람직하고, 0.35% 이하가 보다 바람직하다.

Mn：0.40~0.80%

Mn은 탈산제이며, 본 발명에서는 0.40% 이상을 첨가한다. 탈산이 불충분하면 인성이 저하되기 때문에, 0.45% 이상의 Mn을 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Mn은, 오스테나이트 생성 원소이며, 전위의 이동도를 높여 국부적으로 조직 회복을 가속시키기 때문에, 과잉하게 첨가하면 크리프 특성이 열화된다. 본 발명에서는, 크리프 강도를 확보하기 위해, Mn을 0.80% 이하로 한다. 크리프 파단 강도를 더 높이려면, Mn량을 0.70% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.60% 미만으로 한다.

Cr：8.0~12.0%

Cr은, 강재의 담금질성을 높여, 탄화물로서 강재를 석출 강화시키는 중요한 원소이다. 500℃ 이상의 온도에서 크리프 파단 강도를 높이기 위해서는, Cr을 주체로 한 M₂₃C₆형 탄화물의 양을 확보하고, 조기에 입계 피복률을 높이는 것이 필요하며, 본 발명에서는, 8.0% 이상을 첨가한다. 내수증기 산화 특성을 고려하면, 8.5% 이상의 Cr을 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Cr을 과잉하게 첨가하면, 650℃의 온도에서는 M₂₃C₆형 탄화물의 조대화가 가속되어, 크리프 특성이 열화되기 때문에, Cr량을 12.0% 이하로 한다. Cr량을 10.5% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 첨가량은 9.50% 이하이다.

Mo：0.30~1.30%

Mo는 Fe₂Mo의 형태로 금속간 화합물로서 주로 대각 입계에 석출된다. 대각 입계로의 석출은 M₂₃C₆형 탄화물의 간극을 메우도록 석출되기 때문에, 입계 상의 석출물 간격(입자간 거리)은 더 작아져, 장시간 크리프 환경 하에서는 대각 입계가 이동한 후에도 열상으로 남겨져, 이 사이를 전위가 돌파하기 위해서는 높은 응력이 필요하여, 크리프 강도 향상에 기여한다. 크리프 파단 강도 향상을 위해 0.30%를 첨가하고, 입계 피복률 향상을 위해서는 0.80% 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Mo를 과잉하게 첨가하면, Fe₂Mo형 금속간 화합물의 조대화가 빨라지기 때문에, Mo량을 1.10% 이하로 하는 것이 바람직하다. 장시간 크리프 강도를 더 향상시키고 싶은 경우에는 1.05% 이하의 첨가로 엄격하게 제어하는 것이 필요하며, 보다 바람직하다.

N：0.003~0.080%

N은, 질화물을 형성하는 원소이며, VN을 석출시켜 초기의 크리프 강도를 향상시키는데 유효한 원소이다. 이 효과를 향수하기 위해, 최저한의 양으로서 N을 0.003% 이상을 함유시킨다. 또, 내화물 등으로부터 혼입되는 Al이 N과 결합하여, VN 생성을 위한 N량을 충분히 확보할 수 없는 경우가 있다. 이와 같은 경우를 고려하면, N량은 0.010% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, N량이 0.080%를 초과하면, VN이 오히려 조대화하거나, 석출이 촉진되어 장시간에 걸쳐 크리프 강도를 향상시키는 효과가 발현되지 않는 경우가 있기 때문에, 상한을 0.080%로 한다. 또, N은, 중성자의 조사에 의해 방사화되어 강을 취화시키는 원소이기 때문에, 내열강을 원자력 발전의 플랜트 등에 사용할 때에는, N량을 0.060% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Nb：0.005~0.10%

Nb는 입내에 NbC형 탄화물로서 석출되어 석출 강화에 기여한다. VN과 복합 석출되면, 전위의 움직임을 더 효과적으로 억제할 수 있다. 0.005% 첨가에 의해 효과가 현저하게 나타난다. 보다 안정적인 NbC 탄화물을 활용하여, 예를 들면 고온 강도를 획득하려면 0.010% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 더 바람직한 첨가 하한은 0.020%이다. 그 첨가 상한값은 조기 조대화에 의한 크리프 강도 저하 방지의 관점에서 0.10%로 한다. 인성을 중시하는 석유 화학 플랜트 등에서는 NbC에 의한 취성 균열 전파 촉진 억제의 관점에서 첨가량을 0.08% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또, NbC를 미세하고 또한 균일하게 분산시켜 상기 VN과의 복합 석출 효과를 크게 기대하는 경우에는 Nb량을 0.06% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

V：0.005~0.50%

V는 N과 결합하여 질화물을 생성하는 원소이며, 입내에 VN의 형태로 석출되어 석출 강화에 기여한다. 0.005% 첨가로 VN의 석출이 600℃, 1000시간부터 보여지며, 크리프 강도 향상에 기여한다. NbC와의 복합 석출 강화를 더 효과적으로 얻기 위해서는 0.010% 이상의 첨가가 바람직하고, 더 바람직하게는 0.015% 이상이다. 본 발명이 대상으로 하는 페라이트계 내열강은 대각 입계의 석출 강화가 주체이며, 입내 강화의 효과는 오히려 장시간측에서는 크지 않지만, 조금이라도 크리프 강도 향상을 기대하는 경우에는 유효한 강화 원소이다. 단, 0.50%를 초과하여 첨가하면 장시간 크리프 환경 하에서는 (V, Nb)₂N과 같은 성장이 빠른 Z상으로 변태하여, 크리프 강도를 오히려 저하시키는 경우가 있기 때문에, 첨가하는 경우의 상한값을 0.50%로 한다. 또, VN은 조대화하면 인성 저하를 초래한다. 따라서 인성 열화 방지의 관점에서는 첨가하는 경우에 있어서 0.40% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 V량은 0.35% 이하이다.

본 발명에서는, 스크랩 등의 냉철원이나, 내화물로부터 불순물로서 혼입되는 Ni, Cu, Al, B의 함유량을 이하의 범위로 제한한다.

Ni：0.20% 미만

Ni는, 인성의 향상이나, 오스테나이트의 안정화에 유효한 원소이지만, 전위의 이동도를 높여, 크리프 파단 강도를 현저하게 저하시키기 때문에, 본 발명에서는 그 함유량을 제한한다. 본 발명에서는, 장시간의 크리프 파단 강도의 저하를 억제하기 위해, Ni량을 0.20% 미만으로 제한한다. 크리프 특성을 높이려면, Ni의 함유량은, 0.15% 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하고, 더 바람직하게는 0.10% 이하로 제한한다.

Cu：0.20% 미만

Cu는, 오스테나이트의 안정화에 유효한 원소이지만, 본 발명과 같이 불림-뜨임으로 제조하는 경우는, 강 중에 ε-Cu(금속 Cu)로서 단독으로 석출된다. 열간 가공 시에 1100℃ 이상으로 가열되면, 철이 선택적으로 산화되고, Cu가 입계에 모인 경우에는 국부적인 저융점 금속 집적대가 형성되어, 입계 박리 균열을 유인하는 (적열 취성) 경우가 있다. 이와 같이, 본 발명에서는, Cu는, 오스테나이트의 안정화에는 기여하지만, 열간 가공성에 대한 영향이 크기 때문에, Cu량을 0.20% 미만으로 제한한다. 제조성을 높이려면, Cu의 함유량은, 0.15% 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하고, 더 바람직하게는 0.10% 이하로 제한한다.

Al：0.025% 미만

Al은, 본 발명에서는 N과 결합하여 AlN으로서 석출되지만, AlN은 조대하고 또한 침형이며 입내에 석출되어 강화에는 기여하지 않는다. 따라서, 조대하기 때문에 인성의 관점에서 0.025% 미만으로 제한한다. 한편으로 탈산재로서의 효과가 있어, 강 중 산소 농도를 낮추는 기능이 있지만, V를 첨가하는 강을 대상으로 하는 본 발명에서는 VN의 석출을 억제하여, 크리프 강도 향상 효과를 줄이기도 하기 때문에, 보다 바람직하게는 0.020% 이하로 제한한다. 또한 인성 요구가 엄격한 환경용의 압력 용기에서는 0.015% 이하로 하는 것이 더 바람직하다.

B：0.005% 미만

B는 통상, B 함유강을 제조한 후에 동일한 제강 공정을 거쳐 본 발명의 대상 강종을 제조할 때에 주로 내화물로부터 혼입되는 경우가 있다. B 자체는 강의 담금질성을 높이지만, 본 발명과 같이 비교적 질소 농도가 높은 강종에서는 BN을 생성하여 인성을 열화시키는 경우가 있기 때문에, 함유량을 0.005% 미만으로 제한한다. B 첨가강은 고Cr강의 담금질성을 과잉하게 높이는 경우가 있어, 실온에서도 안정적인 잔류 γ를 라스 경계에 생성하는 현상을 촉진하고, 또한 잔류 γ 중에 농화되어 이것을 안정화시키기 때문에, 고온에서 뜨임해도 잔류 γ가 용이하게는 분해되지 않는 경우가 있다. 잔류 γ는 강재의 충격 시험 시에 크랙 선단의 응력 집중장(場)에서 변형 유기 변태하여 미세하기는 하지만 마텐자이트 조직으로 변태되어, 당해 부분의 취화를 초래할 가능성이 있기 때문에, 바람직하게는 0.004% 이하로 한다. 또한 인성 요구가 엄격한 환경에서는 0.003% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또, 본 발명에 있어서는, P, S, O는 불순물이기 때문에, 함유량을 이하와 같이 제한한다.

P：0.020% 미만

P는, 입계에 편석되어, 입계 파괴를 조장하여 인성을 저하시키기 때문에, 함유량을 0.020% 미만으로 제한한다.

S：0.010% 미만

S는, Mn과 결합하여, 조대한 MnS의 형성에 의한 인성의 저하를 방지하기 위해, 함유량을 0.010% 미만으로 제한한다.

O：0.010% 미만

O는, 취성 파괴의 기점이 되는 산화물의 클러스터를 형성하여, 인성을 저하시키기 때문에, 함유량을 0.010% 미만으로 제한한다.

Ti：0~0.15%

Zr：0~0.15%

본 발명에서는, 필요에 따라 입내 및 입계에 크리프 강도 향상을 위한 전위 이동 장해로서의 질화물인 TiN, ZrN을 석출시키는 것을 목적으로, Ti 및 Zr의 1종 또는 2종을 단독으로 혹은 병용하여 첨가할 수 있다. 입계 석출의 경우는 입계 피복률 향상에 기여하여 크리프 강도 향상 효과를 발휘하고, 입내에 석출된 경우에는 직접 전위의 이동 저항으로서 작용하여, 겉보기의 전위의 이동도를 저하시키는 것이 가능하다. 이와 같은 효과를 보다 확실히 얻기 위해서는, 양원소 모두 0.005% 이상의 첨가가 바람직하고, 0.15%를 초과하여 첨가하면 모두 탈산력이 높기 때문에 산화물의 클러스터를 형성하여 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 첨가량 상한값을 0.15%로 제한한다. 인성을 중시하는 압력 용기에서는 0.10% 이하의 첨가가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.08% 이하이다.

W：0~2.0%

Re：0~3.5%

마찬가지로, Mo의 첨가와 동일한 효과를 가지는 W, Re도 첨가하는 것이 가능하며, 본 발명에는 적합하다. W는 강 중에서 Fe₂W형 Laves상으로서 주로 입계 석출되어, 입계 피복률 향상에 기여한다. 석출이 늦어, 600℃의 고온이어도 50시간 이상 되지 않으면 석출은 개시되지 않기 때문에, Type IV 손상에는 영향을 주지 않는다. 입계 석출이 주체이며, 또한 원자량이 크기 때문에 1.5% 이상의 첨가로 효과가 현저하게 나타난다. 한편, 2.0% 이상 첨가하면, 이번에는 열간 가공성을 저하시키는 χ상의 형태로 석출되며, 특히 열간 가공 중의 편석 부위에 석출된 경우는 열간 균열을 일으킬 가능성이 있기 때문에, 첨가량을 2.0%까지로 제한한다. 인성 요구가 엄격한 압력 용기에서는 1.90% 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다. Re도 마찬가지로 Laves상을 형성한다. 이 경우는 Cr과의 친화성이 높기 때문에 CR₂Re의 형태를 취하는 경우가 많다. 0.5%의 첨가로 조기에 석출이 시작되어, 3.5%까지 첨가함으로써 크리프 강도를 입계 피복률의 향상 효과를 높인다. 그러나 입계 석출 시의 석출물 사이즈 자체가 크고, 석출이 반정합이기 때문에 인성의 저하가 현저하기 때문에, 인성 요구 사양이 엄격한 압력 용기에 대한 적용에서는 3.0% 이하로 하는 것이 바람직하고, 고가의 원소인 것도 고려하면 비용면에서는 2.0% 이하의 첨가량으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는 산화물이나 황화물 등의 개재물의 형태를 제어하기 위해, Ca, Mg, Y, Ce, La의 1종 또는 2종 이상을 첨가하는 것이 바람직하다.

Ca, Mg：0~0.0050%

Y, Ce, La：0~0.0500%

Ca, Mg, Y, Ce, La는, 황화물의 형태 제어에 이용되는 원소이며, MnS에 의한 열간 가공성이나 인성의 저하를 억제하기 때문에, 1종 또는 2종 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 특히, 판두께 중심부에 있어서 압연 방향으로 연신한 MnS의 생성을 방지하기 위해, 각각, Ca와 Mg는 0.0003% 이상, Y, Ce, La는 0.010% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Ca, Mg, Y, Ce, La는, 강력한 탈산 원소이기도 하여, 과잉하게 첨가하면 산화물의 클러스터가 생성되어, 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그 때문에, 각각, Ca, Mg에 대해서는 0.0050% 이하, Y, Ce, La에 대해서는 0.0500% 이하로 한다. 인성을 높이기 위해서는 바람직하게는, Ca, Mg는 0.0040% 이하, Y, Ce, La는 0.0300% 이하이며, Y, Ce, La는, 더 바람직하게는 0.0200% 이하로 한다.

상술해 온 본 실시 형태 및 다른 실시 형태에 있어서는, 상기한 원소 이외의 잔부는 실질적으로 Fe로 이루어지며, 불가피 불순물을 비롯하여, 본 발명의 작용 효과를 해치지 않는 원소를 미량으로 첨가할 수 있다.

다음에, 본 발명의 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법에 있어서의, 열간 가공 방법에 대해서 설명한다.

구체적으로는, 상술한 화학 조성을 가지는 강편을 Ac₃점~1200℃로 가열하고, 열간 압연하여 예를 들면 판두께 5mm 이상의 강판으로 한다. 그 후에는, 상술한 바와 같은 조건에서, 개선 가공, 용접 전 열처리, 용접, 그리고 용접 후 열처리를 실시함으로써, 본 발명의 페라이트계 내열강 용접 구조체를 제조할 수 있다. 강관의 경우도 Ac₃점~1200℃로 가열하여, 열간 단조 또는 열간 압출, 내지는 열간 성형 압연(심리스 압연)을 실시하여 관형의 성형품으로 한다. 이들 강관은 단부를 맞대어, 본 발명의 용접 전 열처리를 부가하면 Type IV 손상이 발생하지 않는 용접 이음매가 얻어지며, 페라이트계 내열강 용접 구조체를 형성할 수 있다. 강판에 대해서도 동일하게 압력 용기로 할 수 있다.

이상, 본 실시 형태에 관련된 페라이트계 내열강 용접 구조체 및 그 제조 방법에 대해서 설명해 왔지만, 본 발명에 있어서, 개선 형상은 특별히 한정되지 않더라도 본 발명의 효과는 충분히 발휘될 수 있다. 즉, 본 실시 형태에서 설명한 「V 개선」 외에, 「X 개선」, 「I 개선」, 「K 개선」 등, 용도나 사이즈 등에 따라 적절히 선택해도 된다.

또 용접 방법에 대해서도, 아크 용접, 불활성 가스 분위기 아크 용접, 전자빔 용접, 레이저 용접, 저항 용접, 마찰 확판 접합, 스팟 용접, 액상 확산 접합 등, 대략 용접 열영향부가 발생하여, Type IV 손상을 일으킬 가능성이 있는 용접, 접합 방법을 적절히 선택하거나 혹은 병용하여 적용한 경우 모두에, 본 발명의 「용접 전 열처리」는 유효하여, 확실히 Type IV 손상을 방지할 수 있다.

[실시예]

이하, 실시예에 의해 본 발명을 더 상세하게 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 조건예이며, 본 발명은, 이 조건예로 한정되는 것은 아니다. 또 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 3 및 표 4에 나타내는 화학 성분을 가지는 강을, 전기로에 의한 용해, 또는 선강 일관(銑鋼一貫) 공정을 가지는 제조 프로세스에 의해, 50kg~150t의 규모로 용해-주조하여 잉곳, 또는 주조 슬래브로 만들었다. 계속해서 이 잉곳 또는 슬래브를 열간 압연 또는 열간 단조에 의해 필요한 형상인 강관 또는 강판의 형상으로 열간 가공했다. 그 후, 1000~1180℃의 온도 범위에서 「불림」하여 강 중에 마텐자이트 조직을 형성하고, 계속해서 740~790℃의 온도 범위에서 1시간 이상 뜨임함으로써 조직을 「뜨임 마텐자이트」 단상으로 하고, 동시에 재료를 연화시킨 후에, 강관 또는 강판을 뜨임 온도 이하의 온도로 재가열하여 실시하는 열간 가공 혹은 냉간에서의 가공을 실시하여 소망하는 최종 형상을 얻었다. 표 6에 얻어진 구조체의 최종 형상(「강관」 또는 「압력 용기용 강판」)을 나타낸다.

이들 가공이 종료된 강관 또는 강판에 용접 개선을 가공하여, 표 5에 기재된 방법으로 「용접 전 열처리」를 실시했다. 사용한 개선은 V 개선으로, 개선면의 각도는 편측 15°, 루트의 맞댐부는 두께 1mm로 했다.

그 후에, 용접 입열량을 약 0.5~5.0kJ/mm로 하고, GTAW(텅스텐 전극을 이용한 가스 쉴드 방식 피복 아크 용접), SMAW(수봉식 피복 아크 용접), SAW(피복 아크 용접), EB(전자빔 용접), 또는 LASER(레이저 용접)을 이용하여 용접했다. 계속해 720~780℃의 온도 범위에서 30분 이상, 부품 또는 성형품의 두께와 형상에 따라 용접 후 열처리를 이음매에 실시했다. 또한, 용접 금속에는 표 2에 나타낸 Alloy 625 Ni기 합금을 이용하여, 용접 금속으로부터의 크리프 파단이 발생하지 않도록 유의했다.

용접 이음매의 크리프 특성을 측정할 목적으로, 평행부 직경 6mm, 평행부 길이 30mm의 칼라가 달린 환봉 시험편을, 용접 이음매의 열영향부가 평행부 내에 존재하도록, 용접 방향과 수직인 방향으로, 강관 또는 강판의 판두께 방향과 수직인 방향에서 채취하여, 600℃, 650℃, 700의 크리프 시험을 약 1만 시간 실시하여, Larson-Miller법에 의한 3차 회귀 곡선으로 600℃의 10만 시간 추정 크리프 파단 강도를 계산했다. 이 때, 정밀도를 높여, 곡선 형상을 가장 정확하게 대표할 수 있도록 데이터 점수는 표준 편차가 0.10 이하가 될 때까지 채취하여, 최적화한 상수 C를 구하여, 이하의 근사식으로 대표 곡선을 얻었다.

이것은, 이른바 Larson-Miller-Parameter법이다. 이 방법에 한정되지 않고 Time-Temperature-Parameter법이면, Orr-Shrby-Dorn법, 또는 Manson-hafeld법 등, 어느 근사식을 이용해도 대부분 추정값에 변화는 보여지지 않았다. 그 때문에, 규격으로 많이 채용되고 있는 Larson-Miller-Parameter법을 적용하는 것으로 했다.

또, 마찬가지로 모재에서는 JIS Z2242에 기재된 2mm V 노치 Charpy 충격 시험을, 10mm², 55mm 길이의 시험편 중앙부에 45°의 V 노치를 형성한 것에 대해서, 0℃에서 실시했다. 모재에는 구조체로서 가공하기 위한 기준으로서, 0℃에서 27J 이상의 흡수 에너지가 필요하기 때문에, 그 임계치를 27J로 했다. 결과를 표 6에 BCH(J)로서 나타낸다. 이 값은 이하에서 설명하는 용접 이음매의 인성과의 비교를 위해 채취한 것이며, 본 발명의 필요 조건은 아니지만, 모재 인성이 낮은 것이 원인이기 때문에 본 발명의 이음매의 인성값이 저하되어 있는지 여부를 확인하는 수단으로 했다.

또한, 용접 이음매의 HAZ 계면의 인성 평가를 위해, 모재와 마찬가지로 JIS Z2242에 기재된 방법과 시험편 형상에 따라서, 시험편을 판두께 중심 위치로부터 채취하여, 흡수 에너지를 0℃에서 측정했다. 노치는, 용접 이음매 금속과 HAZ의 계면이, 판두께 중심의 선과 교차하는 점(경계면을 기준으로 한 판두께 중심 위치)을 기준으로 하여, 판두께 방향과 수평이 되도록 가공했다. 노치의 가공 방향은 용접선 방향과 평행이다. 임계치는, 화력 발전용 부재의 가공 시의 균열이 발생하지 않는 최저 흡수 에너지가 되는, 0℃에서 27J로 했다. 결과를 표 6에 WCH(J)로서 나타낸다.

또, 모재의 특성에 대해서는, 용접 이음매의 경우와 동일한 형상의 크리프 시험편을, 용접하지 않는 강으로부터, 평행부가 모두 모재의 조직이 되도록, 용접 개선을 형성하지 않는 부위에서 채취하여, 용접 이음매와 동일한 시험 조건에서 크리프 시험을 실시하여 평가하고 있다. 모재는 600℃, 10만 시간에 75MPa 이상의 크리프 강도를 가지는 것이 장시간 크리프 시험 결과로부터, 용접 이음매와 마찬가지로 TTP법을 이용하여 확인되고 있기 때문에, 그 임계치는 75MPa로 했다. 이 결과와, 용접 이음매의 크리프 파단 강도는, 20MPa 이상 괴리해서는 안 된다. 본 발명의 최대의 목적이 용접 이음매의 국부적인 크리프 강도 저하를 방지하는 것이며, 그 때문에 가장 유해한 현상인 Type IV 손상을 방지하는 것이기 때문이다. 모재의 크리프 파단 강도를 표 6에 BCR(MPa)로서, 용접 이음매의 크리프 파단 강도를 WCR(MPa)로서, 양자의 차를 ΔCR(MPa)로서 나타냈다. ΔCR이란 이하의 (3) 식으로 정의되는 값이며, 본 발명에서는 최대 20MPa까지가 허용되는 값으로 했다.

ΔCR=(모재의 크리프 파단 강도)-(용접 이음매의 크리프 파단 강도) (3)

단, 크리프 파단 강도란 600℃, 10만 시간에 있어서의 TTP법으로 구한 추정값을 의미한다.

용접 후 열처리를 한 후, 용접선에 대해 수직인 단면으로 절단하고, 입계 현출을 위한 부식(본 발명에서는 피크르산 알코올을 주체로 하는 부식액)을 행하여, HAZ를 현출했다. HAZ로부터 전자 현미경용 시료를 가공 채취한 후, SEM을 이용하여 입계의 M₂₃C₆형 탄화물에 의한 입계 피복률을 측정했다. 이 경우의 M₂₃C₆형 탄화의 특정은, EDX 및 전해 추출 잔사의 X선 회절에 의한 반사 피크의 패턴 해석으로 판정했다. 본 발명 강의 성분 범위에서는, 용접 후 열처리의 단계에서는 석출물의 대부분을 M₂₃C₆형 탄화물이 차지하기 때문에, 당해 방법이 유효하다. 단, SEM 관찰 전에, 미리 입계의 인접 결집 입자들의 각도를 EBSD로 측정해 두고, M₂₃C₆형 탄화물에 의한 입계 피복률을 측정하고 있는 입계가 대각 입계, 즉 공통 회전축 둘레의 각도가 60°, 54˚인 것을 확인했다. 또 하나의 대각 입계인 16˚의 입계는, 실험에서는 거의 확인할 수 없었다.

또, 상기 대각 입계 상의 입자간 거리에 대해서는, 상기 현미경 관찰에 의해 얻어진 M₂₃C₆계형 화물의 관찰 결과로부터, 화상 상에서 입자 간격을 도 2에 나타내는 요령으로 측정하여, 그 간격은 입자가 경계면 상에 정방형 분포를 하고 있다고 가정하고 (2) 식을 이용하여 근사했다.

표 6에는 본원 발명의 골자가 되는, 용접 열영향부의 상기 대각 입계 상에 석출된 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경 R(nm), 이 석출물에 의한 입계 피복률 P(%), 이 석출물의 상기 대각 입계 상에 있어서의 입자간 거리 DP(nm)를 나타냈다.

또한, 본 발명에서는 본 발명의 효과가 발휘되고 있는 것을 판정할 때에 있어서, 용접 이음매의 온도 촉진 크리프 시험(700℃ 1천 시간의, 650℃ 10만 시간 상당 크리프 시험) 결과가, ASME 규격, ASTM 규격 등이 정하는 모재의 크리프 강도의 허용 편차 범위인 5%를 밑돌지 않는 것을 기준으로 했다.

또한, 실제로는 크리프 파단 시험편의 파면 관찰도 동시에 실시하여, Type IV 손상 발생 유무도 동시에 확인했지만, 상기 판정 기준으로 합격이 되는, 용접 이음매의 크리프 파단 강도의 온도 촉진 크리프 시험에 있어서의 강도가 모재의 크리프 파단 시험 강도의 5% 이내인 경우, Type IV 손상이 발생하고 있지 않는 것을 확인했다. 즉, HAZ 외연을 따라, 크리프 보이드가 연결된 저연성 파면이 생성되어 있지 않는 것을 확인했다.

또, 표 5에, 용접 이음매에 실시한 용접 전 열처리의 조건(시공한 용접 개선면으로부터의 Ac₃점 이상으로 가열된 깊이 또는 폭(양자 모두 동일한 의미이며, 개선면으로부터 가열한 방향의 가열 영역의 범위를 판폭 방향의 깊이 혹은 폭으로 표현하는/사전 예비 실험에서 가열 범위를 열전대 매입에 의한 측정법으로 실측해 두고, 그 때의 가열 조건과의 대응으로부터 추측한 값), 온도, 유지 시간) 및 용접 후 열처리 조건(온도, 유지 시간)을 기재했다. 또한, 용접 전 열처리의 시공 면적율이란, 개선면을 제외한 강표층면 전면적과, 용접 전 열처리를 실시한 부위의 표층 위치의 전면적의 비이다. 또한, (1) 식으로 나타낸 용접 후 열처리 조건 규제식을 만족하고 있는지 여부에 대해서는, 표 5의 TTP의 란에, 실제의 계산 결과를 나타내고 있다. 본 발명은 (1) 식 중에 있는 것을 확인할 수 있다.

표 7 및 표 8에는, 비교강의 화학 성분을, 표 9 및 표 10에는 그 용접 이음매 제조 조건과 용접 전 열처리 조건, 용접 후 열처리 조건, 인성값, 크리프 시험 결과, 석출물의 상태 해석 결과 등을 표 5 및 표 6과 동일하게 나타냈다.

또한, 표 3 및 표 4에 나타낸 화학 성분의 본 발명 강의 세립 HAZ에 있어서 상기 대각 입계 상에 관찰된 M₂₃C₆형 탄화물의 화학 조성 중, M의 구성은, 실질적으로 70원자% 이상이 CR, Fe, Mo 또는 W로 이루어져 있는 것을, 별도 용접 이음매의 평가용 크리프 시험편 작성 시에 투과 전시 현미경 관찰용 시험편도 채취하여, 1만배의 배율로 EDX 분석과 더불어 확인했다. 이 조성은 본 발명에 관련된 용접 후 열처리 조건을 만족하지 않는 경우에는 일탈하는 경우가 있으며, 특히 Mn을 주체로 하는 M₂₃C₆형 탄화물을 생성해 버리면, 그 M의 구성 원소의 확산 율속에 의한 변질이 발생하여, 입계 피복률이 장시간 크리프 시험 환경 중에서는 변화되어 버리는 경우가 있다. 그 때문에, 경우에 따라서는 용접 이음매의 크리프 파단 강도가 저하되어 버리기 때문에, 유의해야 할 점이다.

비교예 중, 61은 C 첨가량이 적었기 때문에 M₂₃C₆형 탄화물의 석출이 불충분해져, 본 발명의 용접 전 열처리 조건, 용접 후 열처리 조건은 적정이었음에도 불구하고, 이 탄화물에 의한 입계 피복률이 40%에 도달하지 않고, 또 입자간 거리도 200nm를 초과하여 커져, 모재도 용접 이음매도 크리프 강도가 저하된 예이다. 도처에서 Type IV 손상 발생 조직과 동일한 조직 구조가 되었다. 62는 C 첨가량이 너무 많았기 때문에, 탄화물의 조대화가 촉진되어, 모재의 크리프 강도가 저하됨과 함께, 용접 이음매에 있어서도 마찬가지로 탄화물의 조대화가 발생하여 크리프 강도가 동시에 저하된 예이다. 이 때, 입자간 거리는 조대화에 수반하여 오히려 커져, 200nm 초과가 되었다. 이상과 같이, M₂₃C₆형 탄화물의 입계 석출물 상태가 변화되면, 크리프 강도에 큰 영향이 있는 것을 알 수 있다.

63은 Si 첨가량이 부족하여 탈산이 불충분해지고, O 농도가 높아져 산화물이 생성되어, 인성이 모재, 용접 이음매 모두 저하된 예이다. 64는 Si 첨가량이 과다해져, Fe₂Mo형의 Laves상의 석출이 촉진되어, 크리프 강도가 저하됨과 함께 Si의 산화물 클러스터가 생성되어 인성이 저하된 예이다.

65는 Mn 첨가량이 부족해, O 농도가 높아져 산화물이 다수 생성되고, 모재, 용접 이음매 모두 인성이 저하된 예이다. 66은 Mn 첨가량이 과다해진 결과, 모재, 용접 이음매 모두 크리프 강도가 저하된 예이며, 전위의 이동도가 높아진 결과, 전위 심 확산에 의해 탄화물의 조대화도 가속되어, M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경이 300nm를 초과했다.

67은 Cr 첨가량이 적기 때문에, 본 발명에서 필요로 하는 M₂₃C₆형 탄화물의 생성량이 적고, 대각 입계 상의 입자간 거리가 200nm 이상으로 커져, 석출물에 의한 입계 피복률도 저하되고 모재 및 용접 열영향부의 크리프 강도가 모두 저하된 예이다. 68은 Cr 첨가량이 과잉해져, M₂₃C₆형 탄화물이 조대화되어 300nm를 초과하고, 그 결과로서 석출물의 수밀도가 감소하여 입자간 거리가 커져, 석출물에 의한 입계 피복률이 저하되고, 모재와 함께 용접 열영향부의 크리프 강도가 저하된 예이다.

69는 불순물인 P의 함유량이 본 발명의 상한값을 초과했기 때문에 입계 편석이 조장되어, 모재, 용접 이음매 모두 인성이 저하된 예이다. 70은 마찬가지로 불순물인 S가 상한값을 초과했기 때문에, MnS가 다수 생성되어 열간 가공 시에 길이 방향으로 연신하고, 이것이 충격 시험 시의 균열 발생 기점이 되어, 인성이 모재에서 저하됨과 함께, 용접 이음매에서도 동일한 현상이 발생하여, 인성이 저하된 예이다.

71은 Mo 첨가량이 부족해, 장시간 크리프 시험 중에 대각 입계 상에 석출되는 Fe₂Mo가 거의 없고, 장시간측의 크리프 강도가 저하된 예이며, 용접 후 열처리의 단계에 있어서의 M₂₃C₆형 탄화물은, 이 석출물의 M에서 차지하는 Mo량이 부족한 결과, 입자 사이즈가 작아지고, 입자간 거리가 넓어져 본 발명의 범위를 일탈하여, 입자의 입계 피복률도 결과적으로 저하된 예이며, 72에서는 Mo 첨가량이 과다해져, 초기부터 금속간 화합물 Fe₂Mo가 입계 상에 조대하게 석출되고, 본 발명의 범위를 초과하여, 입자간 거리는 좁아지고 입계 피복률도 40%를 넘었지만, 장시간의 크리프 시험 중에 조대화가 현저하게 진행되어, 크리프 강도가 모재, 용접 이음매 모두 저하된 예이다.

73은 Nb의 첨가량이 적어, 입내 석출 강화가 유효하게 작용하지 않고, 겉보기의 전위의 이동도가 상승되어 모재, 용접 이음매 모두 크리프 강도가 저하된 예이다. 74는 Nb를 과잉하게 첨가했기 때문에 (Nb, V)₂N형 Z상의 조기 석출과 조기 조대화에 의해 크리프 강도가 돌아가 저하된 예이다. 75는 V의 첨가량이 적어, VN 석출 강화에 의한 입내 강화가 충분히 발현되지 않고, 겉보기의 전위의 이동도가 상승되어 모재, 용접 이음매 모두 크리프 강도가 저하된 예이다. 76은 V가 과다해져 VN의 조기 조대화와 (Nb, V)₂N형 Z상의 조기 석출, 조기 조대화에 의해 크리프 강도가 오히려 저하된 예이다. 또한, 조대한 VN의 석출은 인성에도 영향이 있어, 모재, 용접 이음매 모두 인성이 저하되었다.

77은 질소 함유량이 부족해, 특히 VN 석출에 의한 입내 석출 강화가 발현되지 않았기 때문에, 겉보기의 전위의 이동도가 상승되어 모재, 용접 이음매 모두 크리프 강도가 저하된 예이다. 78은 N 첨가량이 과잉해져 VN의 석출이 촉진되어 버려, 조기에 조대화하거나, Nb와도 결합하여 (Nb, V)₂N형 Z상의 조기 석출, 조기 조대화에 의해 크리프 강도가 오히려 저하된 예이다.

79는 선택 원소인 W의 첨가량이 과잉해져, 목적으로 하는 금속간 화합물 Fe₂W형 Laves상보다 χ상으로서 고온의 열간 가공 중 석출이 있어, 열간 가공성을 저하시켜 강 중에 다수의 미세 크랙이 발생하고, 인성이 현저하게 저하되어, 용접도 크리프 시험도 실시할 수 없었던 예이다.

80은 선택 원소인 Re의 첨가량이 과잉해져, Fe₂Re형 Laves상이, 초기부터 대각 입계 상에 조대하게 석출된 결과, 석출물에 의한 입계 피복률은 향상되고, 입자간 거리도 작아졌지만, 입자 그 자체가 커져, 인성이 저하된 예이다.

81은 선택 원소인 Ti의 첨가량이 과잉해져, Ti-O계의 산화물 클러스터를 생성하여, 인성이 모재, 용접 열영향부 모두 저하된 예이다. 82는 마찬가지로 선택 원소인 Zr의 첨가량이 과잉해져, ZrO₂의 산화물 클러스터를 생성하여, 인성이 모재, 용접 이음매 모두 저하된 예이다.

83은 본 발명의 불순물인 Ni의 첨가량이 과잉해졌기 때문에, 전위의 이동도가 높아져, 크리프 변형이 가속되고, 크리프 추정 파단 강도가 모재, 용접 이음매 모두 저하된 예이다.

84는 마찬가지로 본 발명의 불순물인 Cu의 첨가량이 과잉해졌기 때문에, 열간 가공 시에 강판 표층부에서 입계에 선택 산화의 결과 집적한 Cu에 의한 입계 취화를 유발하여, 결과적으로 모재의 인성이 저하된 예이다.

85는 선택 원소인 Ca의 첨가량이 과잉해져, CaO를 주체로 하는 산화물이 클러스터를 형성하고, 그 분해 온도는 본 발명 강의 융점을 초과하는 것이였기 때문에, 모재, 용접 이음매의 각 부위에서 인성이 저하된 예이다.

86은 마찬가지로 선택 원소인 Mg의 첨가량이 과잉해져, MgO를 주체로 하는 산화물이 조대한 클러스터를 형성하고, 그 분해 온도는 본 발명 강의 융점을 초과하는 것이였기 때문에, 모재, 용접 이음매의 각 부위에서 인성이 저하된 예이다.

87은 마찬가지로 선택 원소인 Y의 첨가량이 과잉해져, Y₂O₃를 주체로 하는 산화물이 조대한 클러스터를 형성하고, 그 분해 온도는 본 발명 강의 융점을 초과하는 것이였기 때문에, 모재, 용접 이음매의 각 부위에서 인성이 저하된 예이다.

88은 마찬가지로 선택 원소인 Ce의 첨가량이 과잉해져, Ce₂O₃를 주체로 하는 산화물이 조대한 클러스터를 형성하고, 그 분해 온도는 본 발명 강의 융점을 초과하는 것이였기 때문에, 모재, 용접 이음매의 각 부위에서 인성이 저하된 예이다.

89는 마찬가지로 선택 원소인 Ce의 첨가량이 과잉해져, La₂O₃를 주체로 하는 산화물이 조대한 클러스터를 형성하고, 그 분해 온도는 본 발명 강의 융점을 초과하는 것이였기 때문에, 모재, 용접 이음매의 각 부위에서 인성이 저하된 예이다.

90은 본 발명 강에서 불순물로 분류한 Al의 첨가량이 과잉해져, 조대한 AlN을 생성하여 인성이 저하되고, 또한 VN의 생성을 줄여 입내의 전위의 겉보기의 이동도를 높여 모재 및 용접 이음매의 크리프 강도가 저하된 예이다.

91은 본 발명에 있어서 첨가량을 제한하고 있는 B가 첨가 상한값을 초과하여 첨가되었기 때문에, 조대한 BN이 모재의 뜨임 단계, 및 용접 이음매의 후 열처리 단계에서 석출되어, 모재와 용접 이음매 양쪽에서 인성이 저하된 예이다.

92는 불순물인 O의 함유량이 100ppm을 초과하여 높고, 산화물 클러러스터, 특히 Cr계 및 Mn계의 클러스터가 다수 생성되어, 인성이 모재, 용접 이음매 양쪽에서 저하된 예이다.

93 및 94는 본 발명의 골자가 되는, 용접 전 열처리 조건에 관한 비교예이다. 93은 본 발명의 온도 범위에 있어서 용접 전 열처리를 실시했지만, 유지 시간이 1분 밖에 안되어, 일부에 원래 조대하게 석출되어 있던 탄화물이 불완전 고용 상태로 잔류하고, 이 부위에 있어서의 입계 석출물에 의한 입계 피복률이 저하되어, 입자 그 자체의 평균 입경도 커지고 입계 상의 입자간 거리가 커져, 용접 열영향부의 크리프 강도가 저하되는, Type IV 손상을 발현한 예이다. 94는 열처리 시간이 30분을 초과하여, 불완전 고용 상태의 탄화물은 존재하지 않았지만, 용접 전 열처리 시의 열영향부는, 열의 강 내부에 있어서의, 가열하고 있는 용접 개선으로부터만의 가열에 머물지 않고, 다른 면에서의 열반사를 원인으로 하는 축열 효과에 의해 온도 분포가 비정상이 되어, 용접 전 열처리의 열영향부 외연에서 M₂₃C₆형 탄화물이 조대화되어 피복률의 저하, 평균 입경의 증대, 입자간 거리의 확대가 보여지며, Type IV 손상이 발생한 예이다. 이 경우, 상기 탄화물 입자의 상태 변화는, 실질적으로는 HAZ는 아니지만, 실질적으로는 HAZ와 동일한 열 이력을 받은 부위이기 때문에, 이 조직의 변화는 HAZ의 란에 측정 결과를 기재했다.

95는 마찬가지로, 용접 전 열처리에 관한 제한 사항인, 가열 온도가 1050℃ 미만으로 낮고, γ단상은 되지 않았기 때문에, 도 3에 나타낸 바와 같이 일부 변태하여 발생한 γ상 중에서는, 온도가 낮은 것에 의한 탄화물 입자의 충분한 고용이 진행되지 않아, 결과적으로 불완전 고용 탄화물이 다수 잔류하여, 입계 피복률의 저하, 평균 입경의 증대, 입자간 거리의 확대가 보여지며, Type IV 손상이 발생한 예이다. 95는 용접 전 열처리 온도가 너무 높았기 때문에, 구γ입경이 조대화되고, 모재의 인성이 저하된 예이다.

97은 용접 전 열처리의 시공 폭, 즉 용접 전 열처리 깊이가 30mm에 도달하지 않고, HAZ의 일부는 용접 전 열처리를 실시한 깊이(또는 폭) 밖에 위치해 버려, 용접 전 열처리의 효과를 얻지 못하고, 이 부위에서는 탄화물의 불완전 고용과 입자 직경의 조대화, 입계 피복률의 저하와 입자간 거리의 증대를 확인할 수 있어, 이 부위로부터 Type IV 손상을 일으켜 용접 이음매의 크리프 파단 강도가 저하된 예이다.

98은 용접 전 열처리의 시공 영역을 판두께 중심이 Ac₃점 이상으로 가열되는 부분으로 정의한 경우에, 이 영역이 50%를 초과했기 때문에 94와 마찬가지로 부재 전체가 가열되어, 열의 반사와 축열 효과에 의해, 가열 개선면으로부터의 열전달 이외의 요인으로 용접 전 열처리의 온도 분포가 비정상 상태가 되어, 용접 전 열처리의 열영향부 외연에서 M₂₃C₆형 탄화물이 조대화되어 입계 피복률의 저하, 평균 입경의 증대, 입자간 거리의 확대가 보여지며, Type IV 손상이 발생한 예이다. 당해 실시예도 상기 탄화물 입자의 상태 변화는, 실질적으로는 HAZ는 아니지만, HAZ와 동일한 열 이력을 받은 부위이기 때문에, 이 조직의 변화는 HAZ의 란에 측정 결과를 기재했다.

99는 용접 후 열처리의 온도가 낮아, M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경은 작기는 했지만 충분한 석출량이 얻어지지 않아, 이 입자에 의한 입계 피복률은 저하되고, 따라서 평균 입자간 표면 거리는 확대되어 버린 결과, Type IV 손상과 같은 저연성 파괴는 아니지만, 용접 이음매의 크리프 강도가 저하된 예이다.

100은 용접 후 열처리 온도가 너무 높아, 입계 상의 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경이 커지고, 그 결과, 입자간 거리가 커져, 입자에 의한 입계 피복률이 저하되고, Type IV 손상과 같은 저연성 파괴는 아니지만, 용접 이음매의 크리프 강도가 저하된 예이다.

101은, 용접 후 열처리 온도는 적정이었지만, 열처리 시간이 짧아, 용접 이음매의 용접 시에 발생한 잔류 응력을 충분히 제거하지 못하여, 용접 이음매, 즉 본드의 인성이 저하된 예이다. 102는, 용접 후 열처리 시간이 너무 길어, 용접부의 연화에 의한 강도 저하가 발생하고, 용접 이음매의 크리프 파단 강도가 저하된 예이다. 이 경우, (1) 식으로 규정되는 온도, 유지 시간의 규정 범위를 초과했다. 단, Type IV 손상에 기인하는 강도 저하는 아니다.

Claims (7)

1. 모재, 용접 열영향부, 및 용접 금속을 포함하는 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법으로서,
   화학 조성이, 질량%로,
   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%, 및
   La：0~0.0500%
   를 함유하고,
   Ni：0.20% 미만,
   Cu：0.20% 미만,
   B：0.005% 미만,
   Al：0.025% 미만,
   P：0.020% 미만,
   S：0.010% 미만, 및
   O：0.010% 미만
   으로 제한하고,
   잔부는 Fe 및 불순물인 상기 모재를 준비하는 공정과,
   상기 모재에 개선(開先)을 형성하는 공정과,
   상기 개선의 표면과, 상기 개선의 표면으로부터 30~100mm의 용접 전 열처리 깊이만큼 떨어진 위치 사이의 영역을, 1050~1200℃의 온도로 가열하고, 당해 온도로 2~30분 유지하는 용접 전 열처리 공정과,
   상기 용접 전 열처리 공정 후, 상기 개선을 용접하여 상기 용접 금속을 형성하는 용접 공정과,
   상기 용접 공정 후, 상기 개선의 표면과, 상기 개선의 표면으로부터 상기 용접 전 열처리 깊이 이상 100mm 이하의 거리만큼 떨어진 위치 사이의 영역을, 720~780℃의 온도로 가열하고, 당해 온도로 30분 이상 또한 식 (1)을 만족하는 시간 유지하는 용접 후 열처리 공정을 구비하는, 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법.
   (Log (t)+12)·(T+273)＜13810 (1)
   여기서, t는 유지 시간이며, T는 온도이다. t의 단위는 시간이며, T의 단위는 ℃이다. Log는 상용로그이다.
2. 청구항 1에 있어서,
   상기 용접 전 열처리 공정을, 2회 이상으로 나누어 실시하는, 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법.
3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
   상기 용접 열영향부의 대각(大角) 입계 상에 석출되는 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경이 300nm 이하이고,
   상기 대각 입계 상의 상기 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입자 표면간 거리가 200nm 이하이며,
   상기 대각 입계의 상기 M₂₃C₆형 탄화물에 의한 피복률이 40% 이상인, 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법.
   단, 상기 M₂₃C₆형 탄화물의 M은, Cr, Fe, Mo 및 W의 1종 또는 2종 이상이 합계로 70원자% 이상이다.
4. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 모재의 화학 조성이, 질량%로,
   W：1.5~2.0%, 및
   Re：0.5~3.5%
   로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는, 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법.
5. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 모재의 화학 조성이, 질량%로,
   Ti：0.005~0.15%, 및
   Zr：0.005~0.15%
   로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는, 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법.
6. 청구항 1 내지 청구항 5 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 모재의 화학 조성이, 질량%로,
   Ca：0.0003~0.0050%,
   Mg：0.0003~0.0050%,
   Y：0.0100~0.0500%,
   Ce：0.0100~0.0500%, 및
   La：0.0100~0.0500%,
   로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 페라이트계 내열강 용접 구조체의 제조 방법.
7. 모재, 용접 열영향부, 및 용접 금속을 포함하는 페라이트계 내열강 용접 구조체로서,
   모재의 화학 조성이, 질량%로,
   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%, 및
   La：0~0.0500%
   를 함유하고,
   Ni：0.20% 미만,
   Cu：0.20% 미만,
   B：0.005% 미만,
   Al：0.025% 미만,
   P：0.020% 미만,
   S：0.010% 미만, 및
   O：0.010% 미만
   으로 제한하고,
   잔부는 Fe 및 불순물이며,
   상기 용접 열영향부의 대각 입계 상에 석출되는 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입경이 300nm 이하이고,
   상기 대각 입계 상의 상기 M₂₃C₆형 탄화물의 평균 입자 표면간 거리가 200nm 이하이며,
   상기 대각 입계의 상기 M₂₃C₆형 탄화물에 의한 피복률이 40% 이상인, 페라이트계 내열강 용접 구조체.
   단, 상기 M₂₃C₆형 탄화물의 M은, Cr, Fe, Mo 및 W의 1종 또는 2종 이상이 합계로 70원자% 이상이다.

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